Все о металле, его обработке и переработке
Партнеры
  • .

Специальные стали

4. Коррозионное растрескивание

Коррозионное растрескивание — разруше­ние под действием растягивающих напря­жений и коррозионноактивной среды — рас­пространенный в практике вид разрушения коррозионно — стойких сталей. Такому разрушению подвержены трубопро­воды, выпарные аппараты, автоклавы и другие детали хи­мического и энергетического обору­дования. Наличие растягивающих напряжений является необходимым условием коррозионного растрески­вания. Эти напряжения могут возни­кать как — вследствие эксплуатацион­ных нагрузок, так и в процессе изго­товления конструкции (при гибке, сварке, термической или механиче­ской обработке). Коррозионная сре­да может способствовать образова­нию и развитию трещины в резуль­тате анодного растворения стали в устье трещины или в результате ад­сорбции водорода и его диффузии в сталь. В последнем случае коррозионное растрескивание связывают с явлением водородной хрупкости.

Средами, вызывающими коррозионное растрескивание, являются водные растворы хлористых солей, щелочей, рас­творы некоторых азотнокислых солей и органических сое­динений, а также паровая среда энергетических установок.

Связь между разрушающим напряжением и временем до разрушения при коррозионном растрескивании можно представить в виде кривой, представленной на рис. 161. Видно, что существует напряжение акр — предел длитель­ной коррозионной стойкости, ниже которого коррозионного растрескивания не наблюдается. Соотношение между проч­ностными характеристиками и акр коррозионностойких ста­лей различных классов приведено в табл. 32.

Приведенные данные показывают, что наиболее высокое значение Okp наблюдается у сталей ферритного класса, а также у некоторых аустенито-ферритных сталей, которые, следовательно, целесообразно использовать в условиях воз­можного коррозионного растрескивания.

Рве. 161. Связь между на­пряжением и временем до разрушения прн коррозион­ном растрескивании (Е. А. Ульяиин)

Аустенитные стали плохо сопротивляются коррозион­ному растрескиванию. В случае необходимости применения аустеннтных сталей положительное влияние на стойкость

Таблица 32. ав, сто,2, <ткр при 150 0C некоторых коррозионностойких сталей (А. А. Бабаков, Ю. В. Захаров, А. В. Крюкова)

Сталь

Структурный класс

0B

°0,2

°кр

МПа

08Х17Т

Ферритный

400

’280

350

15Х25Т

»

470

320

450

08Х18Н10Т

Аустенитиый

450

220

150

10Х14Г14Н4Т

»

430

180

100

10Х17Н13М2Т

»

500

240

170

08X11Н5Т

Аустенито-феррит-

520

350

350

Ный

08Х21Н6М2Т

То же

550

360

210

08Х18Г8Н2Т

»

540

350

450

Оказывает никель: чем больше его содержание (в диапазо­не 10—40% Ni), тем выше акр. При 40 %Ni сталь невос­приимчива к коррозионному растрескиванию. Низкое со­противление коррозионному растрескиванию имеют мар­тенситные и аустенито-мартенситные коррозионностойкие стали 20X13, 30X13, 40X13, 20Х17Н2, 09Х17Н7Ю, 09X15Н9Ю и др.

Для предотвращения коррозионного растрескивания применяют уменьшение или снятие растягивающих напря­жений (например, отжигом после механической обработки или сварки), создание на поверхности напряжений сжатия, введение ингибиторов в среду, снижающих ее коррозион­ную активность и другие методы.

Отметим в заключение, что разрушение при коррозион­ном растрескивании может носить как межкристаллитный, так и внутрикристаллитный характер, что определяется свойствами стали и коррозионной среды.

5. Хрупкость коррозионностойких сталей

Коррозионностойкие стали весьма часто проявляют склон­ность к хрупкому разрушению. Появлениехрупкости связывают с фазовыми превращениями: выделением карбидов, образованием мар­тенсита, выделением <т-ф азы, упорядочени­ем и д р. На рис. 162 приведена структурная диаграмма для хромоникелевых коррозионностойких сталей, на кото­рой области составов с возможным проявлением хрупкости после длительных выдержек в интервале температур 700— 800°С заштрихованы.

Аустенитные коррозиониостойкие стали подвержены хрупкости, связанной в основном с образованием карбидов и а-фазы. Отметим также, что пластические характеристи­ки аустеннтных сталей снижаются при чрезмерном росте аустенитного зерна. Кроме того, в сталях аустенитного клас­са может присутствовать заметное количество б-феррита и образовываться мартенситные фазы, что также значитель-

_

Л

-

/YLPlXt 7

- mrjf

/ I L^fS

-OWS /

Il OJX 30

-80-40 О +40+80+120*7601, "С

Рис. 163. Изменение ударной вязкости (по Шарпи) хромистых сталей прн разных температу­рах испытания (Ф. Ф. Химу­шин)

Но влияет на сопротивление хрупкости этих сталей. В двух­фазных аустенито-ферритных сталях соотношение фазовых составляющих феррита и аустенита меняется в широких пределах, поэтому проблемы хрупкости для этих сталей также весьма актуальны.

Наиболее подвержены различным видам хрупкости хро­мистые стали ферритного класса. Различают следующие виды хрупкости этих сталей: хладноломкость, которая про­является при испытаниях на ударную вязкость (эти стали особенно чувствительны к надрезу); хрупкость после низко­го отпуска («хрупкость 475 °С»), проявляется после дли­тельного отпуска или замедленного охлаждения в интерва­ле 450—500 °С; хрупкость после длительных выдержек при температурах 600—8000C.

Ni, %

24 Cr,Yo

Рис. 162. Появление хрупкости в хромоии — келевых сталях (Э. Гудремон):

/ — в связи t выделением карбидов; II То же с-фазы из аустенита; III — то же С-фазы из феррита; IV — в связи с обра­зованием мартенсита

Хладноломкость хромистых сталей проявляется в паде­нии ударной вязкости при испытании образцов с надрезом (рис. 163). У сталей промышленных плавок переход в хру­пкое состояние происходит при температурах, близких к

Комнатной, с увеличением содержания хрома переход в. хрупкое состояние смещается в сторону более высоких тем­ператур.

Хладноломкость этих сталей усиливается их склонно­стью к чрезмерному росту зерна при нагреве выше темпера­тур 850—900 0C, причем крупнозернистость не устраняется последующей термической обработкой, так как в сталях от­сутствуют фазовые превращения.


Txp, 0C 200

У* •

IOO

J

О -50

100

50

О

-ft*

50


О О, OZ О, OU 0,0В О 0,02 O1Ot О 0,2 0,4 (e+N),% O,P,S,°/O si, мп7°/о А 6

Рнс. 154. Влияние различных элементов иа температуру перехо­да в хрупкое состояние (Tx) стали типа Х17 (а) и стали типа X25H3 (б) (Або, Наказава, Токемура)

Сильное влияние на хладноломкость ферритных сталей оказывают элементы внедрения — углерод и азот, а также такие примеси, как кислород, сера и фосфор, марганец и кремний (рис. 164).

При высокотемпературном нагреве происходит раство­рение карбидных фаз в феррите и одновременно очень бы­стро растет зерно. После быстрого охлаждения феррит пе­ресыщен углеродом, который неравномерно распределен в решетке, что приводит к возникновению значительных на­пряжений и является причиной хрупкости. Высказывается также гипотеза, что углерод, азот и другие элементы при нагреве могут скапливаться в приграничных зонах, что со­провождается образованием аустенита и мартенситным превращением при охлаждении.

Отжиг сталей при 730—780 0C не устраняет крупнозерни — стости, но уменьшает хрупкость благодаря образованию и коагуляции хромистых карбидов и карбоиитридов.

273

Введение сильных карбидообразующих элементов (тита­на, ниобия) способствует образованию специальных карби-

18—970

>

Дов и препятствует росту зерна и развитию хладноломкости ферритных сталей. Положительно влияет также примене­ние современных методов выплавки (вакуумная, ЭШПи др.), которые позволяют резко снизить содержание вред­ных примесей.

Хрупкость 475 0C проявляется в резком снижении пла­стичности и вязкости при одновременном повышении твердо­сти и прочности (рис. 165). Развитие хрупкости при 475dC

Связывают с процессами упорядочения (сверх­структура типа Fe3Cr) и расслоения а-твердого ра­створа. Расслоение твер­дого раствора протекает путем образования коге­рентных частиц высоко­хромистой а’-фазы меха­низмом спинодального распада. Эта фаза выде­ляется в виде дисперсных сферических зон, которые затем преобразуются в диски с габитусом, парал­лельным (100) феррита.

Высокотемпературная хрупкость возникает как следст­вие образования ст-фазы, которое сопровождается уменьше­нием магнитной проницаемости, изменением объема, удар­ной вязкости и интенсивным повышением твердости, а-фа — за—хрупкая и обладает высокой твердостью, при ее (выделении происходит обеднение феррита хромом, что сни — ‘ жает коррозионную стойкость стали. Легирование сталей кремнием, марганцем, молибденом, титаном расширяет об­ласти существования а-фаз как по концентрации хрома, так и по температуре образования. Увеличение содержания ни­келя в сталях сдвигает образование а-фазы к более высо­кому содержанию хрома. Так, в стали с 8 % Ni а-фаза об­разуется при 18 % Cr, а при 20 % Ni необходимо иметь 21 % Cr.

Увеличение содержания хрома в сталях способствует об — j разованию а-фазы и одновременно смещает область ее су — ] ществования к более высоким температурам. j

Предварительная холодная пластическая деформация J ¦способствует выделению а-фазы. !

HB

Исх. 200 № 600 воо T0TnC Сост.

Рис. 165. Изменение ударной вязкости KCU н твердости HB, МПа, стали X25T в зависимости от температуры отпуска (Ф. Ф. Химушин)

Скорость образования а-фазы из феррита значительно j больше, чем из аустенита, поэтому ферритные и аустенито — j ферритные стали более подвержены хрупкости, связанной с сигматизацией.

По вопросу о механизме образования сг-фазы в литера­туре нет единого мнения. Предполагается, что б-феррит мо­жет распадаться при изотермической выдержке с образова­нием вторичного аустенита и ог-фазы (К. Куо). По экспери­ментальным данным, при распаде феррита ведущей фазой является а-фаза, рост частиц которой приводит к обедне­нию феррита хромом и б—^-превращению (О. А. Банных).

Образование сг-фазы в чисто аустенитных сталях объяс­няют выделением из аустенита карбидных фаз типа Ме%зСб, которые могут превращаться в сг-фазу, или возможностью непосредственного образования этой фазы из аустенита (JI. Сингхал, Дж. Мартин).

При исследовании ферритных железохромистых сталей было показано, что процесс образования сг-фазы протекает очень медленно (десятки и сотни часов), однако в сложно — легированных и, в частности, в двухфазных аустенито-фер — ритных сталях скорость образования сг-фазы и связанного с ним охрупчивания может быть очень большой.

1. Основные понятия и определения

Коррозией называется разрушение металлов и. сплавов вследствие химического или электрохи­мического взаимодействия их с внешней средой. В соответствии с этим различают два типа коррозии — химическую, и электрохимическую.

В зависимости от свойств среды и условий взаимо­действия различают следующие виды коррозии: газовую, атмо- сфериую, подводную, подземную, контактную, биокоррозию и др.; в зависимости от характера разрушения — равномерную, то­чечную, питтинговую, щелевую, межкристаллитную, ножевую, избира­тельную.

Коррозионная стойкость — способность материала сопро­тивляться коррозионному воздействию среды — может определяться ка­чественно и количественно: изменением массы образцов; объемом выде­лившегося водорода (или поглощенного кяслорода); уменьшением тол­щины образцов; изменением показателей физических или механических свойств; плотностью тока коррозии; глубиной структурных изменений; временем до появления коррозионного очага и др.

В качестве критерия коррозионной стойкости часто используют ско­рость коррозии, выраженную глубинным Kr (мм/год) или массовым Ku (г/м2) показателями, которые связаны соотношением /Cr=8,76 Kuly мм/год, где у — плотность металла (г/м3).

Для оценки общей коррозионной стойкости часто используют пя­тибалльную или десятибалльную шкалы, рекомендуемые ГОСТами.


Катодный участок{+)

Рис. 150. Схема электрохимического коррозионного процесса (Н. П. Жук)


На скорость и механизм коррозионных процессов большое влияние могут оказывать внешние факторы — температуры, давление среды, на­пряжение, скорость потока жидкости или газа, наличие трения, кавита­ции, облучения. Например, под влиянием напряжений возникают явле­ния коррозионного растрескивания (в случае постоянных растягиваю­щих напряжений) или коррозионной усталости (под воздействием пе­ременных нагрузок). В случае возникновения кавитации развивается коррозионная кавитация — разрушение вследствие микроударного и электрохимического воздействий агрессивной среды. Скорость коррозии конструкционных материалов под действием реакторных облучений мо­жет меняться по двум причинам: вследствие изменения свойств самого материала, когда ускорение коррозии наблюдается в связи с ухудше­нием защитных свойств поверхностных пленок под действием облучения, и в связи с изменением свойств теплоносителя, когда, например, в ре­зультате разложения воды и образования атомарных кислорода и во­дорода изменяется рН среды и скорость коррозии. В практике хими­ческая коррозия в основном наблюдается как газовая коррозия при вы­соких температурах и рассматривается в разделе жаростойких сталей.

Коррозиоииостойкие (нержавеющие) стали эксплуатируют преиму­щественно в условиях электрохимической коррозии (хотя в принципе не исключено и протекание химической коррозии).

17*

259

Коррозиоииостойкими сталями традиционно называют стали, обла­дающие высокой коррозионной стойкостью во влажной атмосфере и сла­боагрессивных водных растворах. Стали, предназначенные для работы в средах повышенной агрессивности, называют коррозионностойкими.

Согласно теории, электрохимическая коррозия развивается в ре­зультате работы множества короткозамкиутых гальванических элемен­тов, образующихся вследствие неоднородности металлического материа­ла или внешней среды (рис. 150).

Неоднородность поверхности металлических материалов связана с различными факторами, главными из которых являются: концентраци­онная неоднородность сталей и сплавов (например, ликвация); границы зерен; присутствие в металлах различных включений; анизотропность отдельных кристаллитов; иесплошиость и различный состав поверхност­ных пленок; неоднородность деформаций и напряжений в металлах. Имеются также многочисленные внешние факторы (различная концентра­ция ионов в электролите, разные температуры, неравномерность внеш­него электрического поля и др.), которые могут вызывать электрохими­ческую гетерогенность металлической поверхности.

Эффект коррозии (растворение металла) наблюдается преимущест­венно иа аиодиых участках поверхности. Склонность металлов и спла­вов к растворению в электролитах определяется их термодинамической устойчивостью, а также возможностью пассивации, т. е. перехода в со­стояние относительно высокой коррозионной стойкости, связанное с тор­можением анодного процесса. Возможность пассивации оценивается экс­периментально получением аиодиых поляризационных кривых в усло­виях, когда металл, являясь анодом, может растворяться в электро­лите.

Все коррозиониостойкие стали и сплавы пассивируются в рабочих средах, причем наиболее высокой стойкостью обладают те стали, ко­торые имеют более широкий интервал потенциалов пассивации (и ми­нимальное значение тока пассивации). Возникновение пассивного состоя­ния зависит от природы металла, свойств внешней среды и действия внешних факторов (концентрации раствора, температуры, напряжений и т. д.). Имеются различные теории пассивности металлов (пленочная, адсорбционная, пассивационного барьера, электронных конфигураций и др.), что связано со сложностью явления пассивности. Наиболее пол­но объясняет явление пассивности и, в частности, пассивность коррози — оииостойких сталей плеиочно-адсорбционная теория, которая связы­вает их высокую коррозионную стойкость с образованием тонкой н плотной защитной пленки, под которой находится слой кислорода, хемо — сорбироваиного металлом. Кислород, концентрируясь на активных участ­ках пленки, служит переходным слоем от металла к защитной пленке, улучшает их сцепление и переводит металл в пассивное состояние.

В некоторых средах (например, в концентрированной азотной кис­лоте) скорость коррозии коррозионностойких сталей резко возрастает несмотря иа положительный электродный потенциал. Это явление назы­вается перепассивацией и, по-видимому, связано с образова­нием в данных условиях оксидов высших валентностей, которые легко растворяются и не образуют защитных поверхностных пленок.

Пластическая и упругая деформации, возникновение различных на­пряжений, треиие, повышение температуры и давления среды также спо­собствуют нарушению пассивного состояния сталей.

2. Легирование коррозионностойких сталей

Коррозиониостойкие (нержавеющие) стали применяют для изготовления деталей машин и оборудования и конструктив­ных элементов (в основном сварных),работающих в разных агрессивных средах (влажная атмосфера, морская вода, кислоты, растворы солей, щелочей, расплавы металлов и др.). Легирование коррозионностойких сталей и сплавов преследует достижение высокой коррозионной стойкости в рабочей среде и обеспечение заданного комплекса физико — механических характеристик.

Легко пассивирующимися металлами являются алюми­ний, хром, никель, титан, вольфрам, молибден. Легирова-


12 162024 Cr,

20 24 28 32 36 38 H2SO4l0A

K-W3,М/год

0,2

I g

0,15

0,1

- ^

0,05

1 8 12 1620


Рис. 151. Влиянае хрома на изменение потенциала ф железохромнстых сталей с 0,1 % CB нормальном растворе сульфатного железа (а) и скорость коррозии К в морской воде (б) (А. А. Бабаков, М. В. Прнданцев)

Рнс. 152. Влияние катодных присадок на скорость К коррозии стали 10Х18Н9 в серной кислоте различной концентрации прн испытании в течение 300 ч (Н. Д. Томашов, Г. П. Чернова)

Ние ими слабо пассивирующихся металлов, например желе­за, сообщает сплавам склонность к пассивации при усло­вии образования твердых растворов. При переходе в пас­сивное состояние наблюдается повышение электродного потенциала, который становится более электроположитель­ным (рис. 151,а). Такое состояние для железа наступает при содержании хрома в твердом растворе свыше 12 %, скорость коррозии снижается (рис. 151,6), при этом устой­чивость пассивного состояния зависит от состава коррози­онной среды. Так, сталь 08X13 устойчива в растворах азот­ной кислоты, но корродирует в соляной и серной кислотах.

Смещение электродного потенциала сплава в положи­тельную сторону происходит и при добавках меди, плати­ны, палладия, введение которых называется катодным ле­гированием, что также может облегчить пассивирование сталей и сплавов. Это позволяет значительно повысить кор­розионную стойкость коррозионностойких сталей во многих агрессивных средах (рис. 152).

Основной легирующий элемент коррозионностойких ста­лей — хром. В составе применяемых в настоящее время ста­лей содержание хрома обычно находится в пределах от 11 до 30%. Никель в сплавах с железом повышает коррозион­ную стойкость в слабоокисляющих или неокисляющих рас­творах химических веществ, а также, как известно, стаби­лизирует аустенитную структуру и позволяет создать аусте­нитные хромоникелевые стали с высокой коррозионной стойкостью. Использование никеля в качестве основы поз­воляет получить сплавы с высокой коррозионной стойкос­тью в сильных агрессивных кис­лотах (соляной, серной). При со­здании коррозионностойких ста­лей для получения необходимой структуры, свойств и обеспечения максимальной коррозионной стой­кости используют в различных сочетаниях также другие легиру­ющие элементы: ферритообразу- ющие (Si, Al, Mo, W, Nb, Ti, V) и аустенитообразующие (Ni, Mn, Со, Cu). Углерод, входящий во многие коррозиониостойкие, осо­бенно в инструментальные корро­зиониостойкие стали, существен­но расширяет область существо­вания аустенита (рис. 153). Так, 0,6 % С обеспечивает существо­вание аустенита до содержания в стали 28 % Cr. К элемен­там, расширяющим область у-твердых растворов, относят­ся никель и марганец, однако действие марганца существен­но отличается от действия никеля.

Марганец может обеспечить аустенитную структуру стали только при содержании до 15 % Cr, а при более вы­соком содержании хрома низкоуглеродистые стали имеют двухфазную (а+у) или трехфазную (а+у^{-а) структуру. Поэтому при необходимости иметь в сталях высокое содер­жание хрома для обеспечения необходимой коррозионной стойкости требуется наряду с марганцем вводить другие аустенитообразующие элементы или заменять никель мар­ганцем лишь частично.

12 16 20 24 28 Cr, °/о

Рис. 153. Влияние углерода на положение области a^ у-прев — ращення в системе Fe-Cr-C

Наиболее распространенные в технике и изученные в настоящее время коррозиониостойкие стали аустенитного, аустенито-ферритного и аустенито-мартенситного классов имеют в своей основе различные комбинации систем Fe — Cr — Ni, Fe-Cr — Ni — Мп с дополнительным легирова­нием разными элементами. При одновременном введении ферритообразующих и аустенитообразующих элементов в сталях могут наблюдаться различные структурные и фазо­вые соотношения.

Для облегчения определения фазового состава сталей существуют структурные диаграммы, из которых наиболее распространенной является диаграмма А. Шеффлера, по­строенная вначале для металла сварных швов (рис. 154). По линиям, приведенным на рисунке, подсчитываются эквиваленты, которые учитывают аустенитообразующее и

Рис. 154. Структурная диаграмма для нержавеющих, лнтых хромони­келевых сталей (А. Шеффлер)

В 1 8 12 16 2П 24 28 32 36 E1

Ферритообразующее действие различных элементов. Аусте­нитообразующее действие сравнивается с никелем, а фер­ритообразующее— с хромом. Подсчет эквивалентов (?&| и ? Cr) позволяет получить точку на диаграмме, попадаю­щую в ту или иную фазовую область.

Например, требуется оценить фазовый состав стали 20Х13Н4Г9. Для нее:


Ecr = % Cr — 13;

(43)

(44)

Ew= % Ni + 30% С + 0,5% Mn = = 4 + 30.0,2 + 0,5-9= 14,5.


Обращение к рис. 154 позволяет определить, что сталь от­носится к аустенито-мартенситному классу.

Одна из поздних структурных диаграмм коррозионно — стойких сталей, предложенная Я. М. Потаком и Е. A. Cara — левич и применимая к закаленным сталям, приведена на

Рис. 155. Она соответствует структуре сталей после закалки от температур 1050—IlOO0C1 принятых в практике при тер­мической обработке.

В отличие от диаграммы А. Шеффлера использование ее требует подсчета эквивалента ферритообразования Еф (С? кв) с Учетом ферритообразующей способности леги-

Рующих элементов и эквивалента мартенситообразования Ем. (Сэкв) с учетом влияния легирующих элементов на по­ложение мартенситной точки. Кроме того, предлагается учи­тывать обязательное присутствие в коррозионностойких ста­лях азота и углерода в количестве 0,02—0,04 %, для чего в левой нижней части диаграммы приведена графическая за­висимость расчетных коэффициентов Кф и /Сч от суммар­ного содержания азота и углерода.

Подсчет эквивалентов ферритообразования ?Фи мар — тенситообразования E м может быть произведен по следу­ющим формулам:

Например, требуется оценить фазовый состав закаленной стали 12X13. Для нее Кф и К м при суммарном содержании (C+N)% = =0,12+0,03=0,15 % соответственно равны 32 и 35. Тогда подсчет по формулам

?ф = % Cr — 1,5• % Ni + 2- %-Sl — 0,75• % Mn —

- КФ • (%С + % N) + % Mo + 4- % Al +4- % Ti + 1,5- % V +

+ 0,5-% W + 0,9- % Nb -0,6-% Со —0,5-% Cu, (45)

?м= 20 — [% Cr + 1,5-% Ni + 0,7- % Si +0,75- % Mn +

+ (%С + %N) + 0,6 • о/оМо + 1,5- % V + 1,1 • %W +

+ 0,2-%Со + 0,2- %Cu + 1,9- %Ti — 0,1 -%А1] (46)

Дает:

Еф =%Сг — Кф (%С + %N) = "13 — 32-0,15 = 8,2;

?м = 20 — «/о Cr + Xm (%С + %N) =

= 20 —(13 + 35-0,15)= 1,75.

Обращение к рис. 155 позволяет определить, что сталь после закал­ки имеет мартенсито-ферритную структуру с содержанием б-феррита более 10%.

Существенно, что в сталях аустенитно-мартенситого класса при значениях E ф >6 диаграмма предсказывает наличие в закаленном состоянии б-феррита.

В коррозионностойких сталях, имеющих Mh выше ком­натной температуры, при закалке часть аустенита превра­щается в мартенсит, а при- обработке холодом это превра­щение наблюдается и в более стабильных сталях, Mb ко­торых ниже комнатной температуры. Если у стали Мд вы­ше комнатной температуры (обычно Mn лежит выше Мн), то в процессе деформации ниже Мд в структуре стали об­разуется мартенсит.

Для аустенитных сталей температура начала мартеиситного превра­щения может быть определена из соотношения (Т. Гладмен, В. Холмс, Ф. Пикеринг)

Afs = 502 — 810 (С) — 1230 (N) — 13 (Mn) — 30 (Ni) —

— 12 (Cr)—54 (Cu)—46 (Mo). (47)

Для определения температуры Мя3о, при которой 50 % мартенсита образуется под воздействием деформации в 30 %, предложено уравне­ние (Т. Гладмен, Дж. Хаммонд, Ф. Марш):

МЛа = 497 — 462 (С + N) — 9,2 (Si) — 8,1 (Mn) -

—13,7 (Cr) — 20 (Ni) — 18,5 (Mo). (48)

Это соотношение используют при оценке сталей в технологическом отношении, так как оно дает возможность определить их способность к упрочнению при пластической деформации.

3. Межкристаллитная коррозия

Межкристаллитная коррозия (MKK) — один из наиболее опасных и распространенных видов местной коррозии. MKK проявляется преимущественно в разрушении сталей и спла­вов по границам зерен, что приводит к резкому падению. прочности и пластичности и может вызвать преждевремен­ное разрушение конструкции. Коррозия этого вида наблю­дается на хромистых и хромоникелевых сталях, сплавах на основе никеля, меди, алюминия и др. Причиной развития MKK является химическая гетерогенность между пригра­ничными зонами и объемом зерен.

В коррозионностойких сталях и сплавах на основе нике­ля можно выделить три основные типа механизмов меж — кристаллитной коррозии (Е. А. Ульянин): 1) коррозия, связанная с обеднением приграничных областей зерен эле­ментами, обусловливающими стойкость материала в дан­ной среде; 2) коррозия, связанная с низкой химической ¦стойкостью выделяющихся по границам зерен фаз; 3) кор­розия, вызванная сегрегацией по границам зерен поверх­ностно-активных элементов, снижающих стойкость основы в данной среде.

Указанные механизмы развития MKK могут действо­вать в различных сталях одновременно, но обычно удает­ся выделить механизм, оказывающий наиболее сильное, оп­ределяющее влияние на скорость МКК.

В хромистых сталях ферритного класса MKK проявляется после на­грева выше IOOO0C и быстрого охлаждения, например такие условия "мо­гут быть при сварке. Склонность таких сталей к MKK устраняется от­жигом при температурах в интервале 750—800 0C (рис. 156). Наиболее вероятным механизмом MKK является первый — обеднение пригранич­ных областей хромом при выделении богатых хромом карбидов, кото­рое происходит даже прн быстром охлаждении сталей. Вокруг карби­дов создаются зоны, обедненные по хрому, в которых концентрация хрома снижается до уровня, не обеспечивающего коррозионную стой­кость материала в данной среде.

Положительное влияние последующего отжига объясняется созда­нием условий для диффузии и выравнивания состава по хрому в теле зерна и в приграничном объеме.

Установлено, что стали, имеющие очень низкое содержание углеро­да и азота (суммарно ниже 0,01—0,015 %) и повышенное содержание хрома, менее склонны к MKK — Положительное влияние оказывает ста­билизация ферритных сталей сильными карбидообразующими элемен­тами (титан, ниобий, ванадий, тантал), которые, образуя специальные карбиды и нитриды, связывают углерод и азот, снижают их содержание в твердом растворе, препятствуя образованию хромистых соединений.

В аустенитных коррозионностойких сталях склонность к MKK пос­ле быстрого охлаждения от температур, обеспечивающих достаточно полное растворение карбидных фаз и переход углерода в утвердый раствор, может и не проявляться, так как быстрое охлаждение прак­тически подавляет выделение карбидов грев, создавая условия для выделения карбидов, содержащих хром, способст­вует проявлению MKK — Эти условия со­здаются в определенном температурно — временном интервале. Термокинетические параметры процесса карбидообразования становятся, таким образом, важнейшим фактором в формировании коррозионной стойкости.

На рис. 157, а показана схема раз­вития склонности сталей к МКК. Кри­вая 1 показывает время, в течение кото­рого сталь еще не склонна к МКК, кри­вая 2— время, достаточное для того, чтобы MKK уже не проявлялась. Темпе­ратурный интервал, в котором лежит область межкристаллитной коррозии, для аустенитных сталей составляет 450— 850 0G. Кривая 1 имеет характерную для кинетики выделения карбидов С-образ — ную форму, а время, необходимое для протекания диффузии хрома к границам зерен и подавления склонности к MKK (кривая 2), тем меньше, чем ныше тем­пература.

Стали, легированные сильными кар — бидообразующими элементами (титан, ниобий), называются стабилизиро­ванными. В этом случае темпера­турный интервал выделения карбидов условно можно разделить на две области (рис. 157,б). Кривая 1 ограничивает область выделения кар­бидов, богатых хромом, кривая 3— область выделения карбидов типа MeС. Кривая 2 ограничивает область склонности к МКК. Существен­но, что в области выделения только карбидов MeC склонность к MKK не проявляется. , .

Обеднение границ зерен хромом может быть следствием выделения не только карбидов, но и нитридов хрома, а также су-фазы.

Поскольку коррозионную стойкость сталей связывают с карбидны­ми реакциями, очевидно, что содержание углерода и его термодинами­ческая активность в аустените определяют склонность сталей к МКК. Элементы, повышающие активность углерода (никель, кобальт, крем, ний), способствуют развитию МКК. Элементы, снижающие активность углерода (марганец, молибден, вольфрам, ванадий, ниобий), препятст­вуют развитию МКК.

Из аустенита. Повторный на-

Рис. 156. Влияние температуры нагрева и быстрого (а) охлаж­дения на MKK стали 10X17 при новториом иагреве до 790 °С я медленном (о) охлаждении в 65 %-ной кипящей азотной кис­лоте (Е. Беллиигер)

MKK в аустенитных коррозиоииостойких сталях может проявляться и при очень малых содержаниях углерода (0,003 %), а при увеличении его содержания склонность стали к MKK усиливается (рис. 158). Ясио, что наличие углерода в стали типа Х18Н12 в количестве 0,084% соз­дает температурно-временной интервал абсолютной склонности стали к MKK (выше 700 °С, кривая 4).

Установлено, что на склонность коррозионностойких сталей к MKK значительное влияние оказывает величина зерна: крупнозернистая струк­тура является более склонной к межкристаллитной коррозии (рис. 159), что, видимо, связано с большим обеднением приграничных участков хромом.

_ Второй из механизмов МКК, заключающийся в низкой химической стойкости выделяющихся по границам зерен фаз, действует, например,


Igr

IgT

T

S

Рис. 157. Температурио-временная область склонности аустеннтных сталей к МКК:


А — схема для нестабнлнзнрованных сталей (Б. И. Медовар); б —схема для ста­билизированных сталей (В. Чнгал)

В сталях, когда высок потенциал коррозии в данной среде (выше 0,7 В). В сталях типа 18-10 стойкость карбидов хрома может стать ниже, чем стойкость аустенитной матрицы, что вызывает их преимущественное растворение и развитие МКК.

Третий из механизмов MKK не связан с выделением фаз и дейст­вует как образование сегрегаций примесных элементов в приграничных зонах. На рис. 160 показано влияние фосфора, кремния и бора на склон­ность к MKK аустенитной стали 12Х18НЮТ в закаленном состоянии. Несмотря на отсутствие карбидных реакций, сталь склонна к MKK после достижения определенной величины содержания примесей. Содержания примесей в технических сплавах соответствует заштрихованной области концентраций. Сообщить закаленным сталям склонность к MKK могут и другие примеси.

Меры борьбы с межкристаллитной коррозией аустенит- ныхсталей следующие:

1. Снижение в сталях содержания углерода, что исклю­чает образование хромистых карбидов;

2. Введение в сталь стабилизирующих добавок (титан, ниобий), что вызывает связывание углерода в специальные карбиды TiC, NbC и исключает обеднение приграничных участков по хрому.

Содержание титана при этом определяют из соотноше­ния 0,7^ % Ti ^ 5 (% С — 0,02), а содержание ниобия — из соотношения %Nb^8(% С —0,02);

5 Igt

3. Закалка сталей от температур 1050—IlIO0C, обеспе­чивающая перевод хрома и углерода в твердый раствор:

100

Время Выдержки В ош — мрй зоне темпера/пуду

Рнс. 158. Влияние содержания углерода яа склонность стали типа Х18Н12 к MKK С, %: / —0,006; 2 — 0,012; 3 — 0,021; 4 — 0,084 (Е. А. Ульяннн)

Рнс. 159. Влияние величины зериа яа склонность стали типа 18—10 к MKK

<Э. Бейи)

Рас. 160. Влияние фосфоре, креииия, бора яа склонность стали 12X18H10 к MKK (С. Д. Боголюбскнй, Е. А. Улья — нни, О. В. Каспарова, Я. М. Колотыркни)

4. Отжиг, который для нестабилизированных сталей имеет целью выравнивание состава аустенита и ликвида­цию обедненных хромом участков, а для стабилизирован­ных сталей — перевод углерода из карбидов хрома в специ­альные карбиды титана или ниобия и освобождение хрома для создания необходимого уровня коррозионной стойкости.

ОСНОВЫ ЛЕГИРОВАНИЯ КОРРОЗИОННОСТОЙКИХ СТАЛЕЙ

Производство проката этих сталей в СССР составляет по — объему около 1 %, однако себестоимость их равна 7 % ог себестоимости всего проката. Поэтому выбор экономнолеги — рованных составов коррозионностойких сталей и рациональ­ное их применение имеют большое значение.

I. Криогенные стали

241

К криогенным относятся стали, используемые в машинах и оборудовании для получения, хранения и транспортиро­вания сжиженных газов с температурой кипения от —80

Ie-970

До —269 °С. Криогенные стали следует отличать от сталей северного исполнения (до —70 °С).

Основным требованием, предъявляемым к криогенным сталям, является гарантированный запас пластичности и вязкости разрушения при рабочих температурах. Мате­риал в условиях низких температур не должен обладать склонностью к хрупкому разрушению, т. е. интервал ра­бочих температур должен находиться выше порога хлад­ноломкости стали. В общем случае, чем больше разница между температурой эксплуатации и порогом хладнолом­кости, тем выше запас вязкости материала.

В большинстве случаев в качестве криогенных матери­алов применяют аустенитные Cr—Ni, Cr—Mn, Cr—Ni— Mn стали, а также ферритные стали, легированные нике­лем.

Аустенитные хромоникелевые стали

Нержавеющие хромоникелевые стали, содержащие 18— 20 % Cr и 8—12 % Ni (гл. XXII, п. 2) сохраняют аустенит — ную структуру при охлаждении вплоть до криогенных температур, однако аустенит таких сталей нестабилен, т. е. способен претерпевать под влиянием пластической де­формации мартенситное превращение, в результате кото­рого в структуре могут возникать мартенситные фазы. Увеличение содержания хрома и никеля в сталях типа 18—8 приводит к снижению температурного интервала мартеиситного — превращения и уменьшает интенсивность мартенситных превращений при деформации. Аустенит­ные хромоникелевые стали имеют невысокую прочность при комнатной температуре. Хромоникелевые стали для службы при криогенных температурах упрочняют холод­ной пластической деформацией, однако повышение проч­ностных характеристик в результате деформации сопро­вождается снижением пластических свойств (рис. 143), особенно сильно у сталей с нестабильным аустенитом, со­держащих 8—10 % Ni.

В процессе холодной пластической деформации хромоникелевых аус — ] тенитных сталей наряду с образованием а-мартенсита возникает е-мар — ! тенсит с г. п. у. решеткой. ]

В тех случаях, когда требуется сохранить высокие механические \ свойства вплоть до температуры абсолютного нуля в отсутствие ферро­магнитных фаз, применяют хромоникелевые стали с содержанием 18— 25 % Cr и 14—25 % Ni. Высокое содержание хрома и никеля в этих сталях делает аустеннт стабильным, полностью подавляя мартенситные превращения в процессе холодной пластической деформации и при экс­плуатации.

Влияние температуры испытания на механические свойства хромо — никелевых аустеннтных сталей показано иа рис. 144. В стали 08Х18Н20 со стабильным аустеннтом наблюдается примерно одинаковый ‘темп возрастания значений <То,2 и <тв прн понижении температуры испытаний. Иной характер температурной зависимости прочностных свойств присущ стали 08Х18Н10, претерпевающей в ходе низкотемпературной пластиче­ской деформации \->-е->а-превращение. Значения сг0,2 при понижении температуры изменяются в стали 08Х18Н10 примерно так же, как н в

Рис. 143. Влияние степени холодной пластической деформации е на механические свойства стали 08Х18Н8 (А. В. Третьяков, В. И. Зюзин)

Рис. 144. Влияние температуры испытания на механические свойства хромонике — левых аустеннтных сталей:

16*

243

08Х18Н10 (а); 08Х18Н20 (б) (А. П. Гуляев)

Стали 08Х18Н20, а значение ав растет значительно быстрее в первой стали благодаря сильному упрочняющему влиянию а — и е-мартенситных фаз. Несмотря на монотонное снижение значений ударной вязкости хро — моникелевых аустеннтных сталей они сохраняют вязкий излом и значе­ния KCU не менее 1,0 МДж/м2 вплоть до температуры кипения жид­кого гелия (—269 °С). Вследствие высокого сопротивления хрупкому разрушению аустеиитиые хромоникелевые стали применяют до темпе­ратуры —269 °С.

Хромомарганцевые и хромоникельмарганцевые стали

Аустенитные хромоникелевые стали из-за высокого содержания дефи­цитного никеля (8—20%) достаточно дорогие. В последнее время в СССР и за рубежом интенсивно ведут исследования в целях создания криогенных аустенитиых сталей, в которых никель частично или полио­стью заменен марганцем. Марганец, как и никель, увеличивает стабиль­ность аустенита относительно мартенситного превращения при охлаж­дении и холодной пластической деформации, снижая температуры то­чек Mh И МЯ сталей. Поскольку марганец в определенных количествах в противоположность никелю снижает энергию дефектов упаковки аус­тенита и обладает более слабым аустенитообразующим действием, хро­момарганцевые стали более склонны к мартеиситным превращениям, чем хромоникелевые. При полной замене никеля марганцем возрастает опас­ность хрупкого разрушения, свойственная многим марганцевым сталям при низких температурах. По этой причине, а также для повышения прочностных свойств аустенитные стали на хромомарганцевой основе дополнительно легируют никелем или азотом, а часто обоими элемен­тами совместно. Хромоникельмарганцевые стали, содержащие азот, мож­но рассматривать как криогенные стали повышенной прочности, так как они имеют значительно более высокие значения предела текучести при комнатной температуре, чем аустенитные хромоникелевые стали. В табл. 28 приведены механические свойства некоторых из наиболее рас-

Таблица 28. Механические свойства (средние) хромоникельмарганцевых и хромомарганцевых аустенитных криогенных сталей

Марка стали

‘зак’ 0C

‘исп’ cC

Ст0,2

A I ч>

Кси,

МДж /ms

МПа

%

10Х14Г14Н4Т

1050

+20

900

290

50

69

2,7

(ЭИ711)

—196

1420

400

41

60

2,3

—253

1500

500

22

14

2,1

07Х21Г7АН5

1150

+20

720

410

49

72

3,0

(ЭП222)

—196

1420

800

49

63

2,0

—253

1570

1090

38

42

2,0

03Х13АГ19

1050

+20

830

370

74

71

2,4

(ЧС-36)

—196

1440

750

46 ¦

39

1,6

—253

1440

880

15

17

1,4

Пространенных Cr—Mn, Ст—Ni—Mn криогенных сталей. Аустенитные Cr—Mn, Cr—Ni—Mn стали по прочностным и пластическим свойствам не уступают хромоникелевой стали 08Х18Н10. Благодаря более низкой стоимости хромомарганцевые стали могут успешно конкурировать с хромоникелевыми сталями. При операциях, связанных с изготовлением или упрочнением деталей способом холодной пластической деформации, следует учитывать большую склонность хромомарганцевых аустенитных сталей к наклепу по сравнению с хромоникелевыми даже в отсутствие мартенситных превращений в процессе деформации.

Термическая обработка криогенных аустенитных сталей на основе системы Cr—Mn состоит обычно из закалки от 1050—1150 0C с охлаж­дением в воде для фиксации гомогенного твердого раствора.

Аустенитные хромомарганцевые и хромоникельмарганцевые стали рекомендуется применять в криогенном машиностроении при температу­рах эксплуатации не ниже —196 0C.

Ферритные стали, легированные никелем

Широкое распространение в качестве конструкционного материала для службы при низких температурах получили низкоуглеродистые стали F—Ni, содержащие 3,5—9 % Ni. Никелевые стали обладают хорошей технологичностью и имеют более высокие прочностные свойства по сравнению с хромоникелевыми аустенитными сталями.

Как было показано ранее (см. гл. IV, п. 4), легирование никелем, уменьшая энергию взаимодействия дислокаций с атомами примесей внед­рения в кристаллической решетке железа, эффективно снижает порог хладноломкости железа и повышает работу развития трещины в усло­виях вязкого разрушения (1 % Ni снижает порог хладноломкости при­мерно на 20 °С). Экономнолегированные никелевые стали выбирают ис­ходя из температурных условий работы конструкций:

Содержание никеля, %………………………….. 3—4 5—6 6—9

Температурная область применения,

0C………………………………………………………. —120 —150 —196

Практическое применение для изготовления криогенного оборудо­вания получили стали с 6 (0Н6) и 9 % Ni(0H9) (табл. 29). Эти стали обычно подвергают нормализации (H) или двойной нормализации с от­пуском (ДНО).

Таблица 29. Состав и механические свойства ферритных криогенных сталей (А. П. Гуляев)

Марка стали

Содержание основных элементов, % (по массе)

Терми­ческая обработка

Температура порога хладноломкости, 0C

C0 2, МПа

KCU. МДж/м[19]

С

Ni

Удо

Тш,

0Н6

0,06

6—7

H

—100

—180

470/860

2,9/0,8

ДНО

—180

—196

500/900

3,0/1,2

0Н9

0,06

8,5-

H

—130

—196

550/960

2,0/1,2

9,5

ДНО

—180

—196

600/980

2,5/2,4

Примечание. В числителе приведены свойства прн 20°С, в знаменателе— прн —196 °С.

С твердыми частицами. В соответствии с условиями внешнего воздействия на поверхность различают следую­щие виды износа: абразивный, при трении, ударный, ка — витационный и др. В процессе износа происходит дефор­мирование и разрушение микрообъемов поверхности ме­талла с последующим их отделением в виде частиц. При

Наличии агрессивных сред, повышен­ных температур и действия других физических и химических факторов, снижающих прочность поверхности, сопротивление износу зависит от коррозионной стойкости материала, его жаростойкости и других свойств.

На рис. 145 показана относитель­ная износостойкость И при абра­зивном изнашивании сталей в зави­симости от их твердости, получен­ной отпуском при различных темпе­ратурах после закалки. Стойкость сталей против абразивного изнаши­вания возрастает с увеличением их твердости, причем, чем больше со­держание углерода и карбидообра — зующих элементов в стали, тем при одинаковой твердости износостой­кость выше.

Высокомарганцовистая сталь

Марганцевый аустенит обладает высокой способностью к наклепу в процессе холодной пластической деформации (см. гл. IV, п. 5). Это свойство ярко проявляется в наибо­лее распространенной износостойкой стали — высокомар­ганцовистой аустенитной стали 110Г13Л, или стали Гад — фильда.

Сталь 110Г13Л по ГОСТ 2176—77 содержит 0,9— 1,4% С; 11,5—15% Mn; 0,3—1,0 % Si; <0,05% S; <0,12 % Р; <1 % Cr; ^l % Ni; <0,3 % Cu. Как правило, отношение Мп:С должно быть не менее 10. Благодаря вы­сокому содержанию углерода и марганца сталь 110Г13Л обладает относительно устойчивой аустенитной структу­рой. Мартенситные фазы в стали 110Г13Л были обнару­жены только при больших степенях деформации в коли­честве около 1 %.

Рнс. 145. Зависимость отно­сительной износостойкости И сталей от их твердости (М. M. Хрущов)

H V-W3tMna

Основное достоинство стали 110Г13Л в том, что высо­кая износостойкость в случае приложения больших исти­рающих давлений сочетается в ней с хорошей пластично­стью и ударной вязкостью. Для обеспечения такого комп­лекса свойств детали из стали 110Г13Л подвергают за­калке от 1050—IlOO0C в воде. При этом фиксируется структура аустенита и предотвращается выделение карби­дов. Медленное охлаждение от высоких температур или

Рис. 146. Микроструктура стали 110Г13Л после закалки от 1050 0C в воду (а) и холодной пластической деформации на 20 % (б). Х200

Изотермическая выдержка стали 110Г13Л в интервале температур 400—800 0C приводят к распаду аустенита по реакции y-^Y+a+^-

После закалки сталь 110Г13Л имеет следующие меха­нические свойства: ав=800—1000 МПа, а0>2=250—400 МПа, 6=35—45 %, Ij5=40—50 %, HB= 170—230.

Сталь 110Г13Л в закаленном состоянии имеет высокие значения ударной вязкости при комнатной температуре (КСи+20°с =2,0—3,0МДж/м2), однако при снижении тем­пературы испытаний вследствие склонности к хладнолом­кости марганцевого аустенита ударная вязкость резко па­дает (KCU_i96°c=0,2—0,3 МДж/м2).

Сталь 110Г13Л широко используют для отливок, работающих в ус­ловиях ударно-абразивного износа (зубья ковшей, экскаваторов, траки гусеничных машин, железнодорожные стрелки и крестовины, бронецли — ты дробилок и т. п.). При чисто абразивном износе, когда преобладает механизм среза поверхностных слоев абразивными частицами, сталь 110Г13Л со структурой аустенита не обладает существенными преиму­ществами перед другими сталями с одинаковой твердостью.

Микроструктура стали в закаленном состоянии и после холодной пластической деформации показана на рис. 146, откуда видно, что в де­формированном состоянии в полиэдрических зернах аустенита равномер­но расположены линии деформации в двух или трех взаимно пересекаю­щихся. направлениях. Пластическая деформация в марганцевой аусте­нитной стали осуществляется путем скольжения по плоскостям {111}, а также посредством двойниковаиия.

Износостойкость деталей обеспечи­вается высокой твердостью рабочей по­верхности. Отличительное свойство стали 110Г13Л состоит в том, что повышенная твердость и, следовательно, износостой­кость поверхностных слоев деталей из этой стали приобретаются в процессе эксплуатации под действием ударных и истирающих нагрузок при сохранении вязкой сердцевины и способности проти­востоять ударным нагрузкам, ие разру­шаясь. В результате больших степеней холодной пластической деформации твердость стали 110Г13Л может возрас­тать до HB 550—600. Это достигается благодаря повышенной способности к де­формационному упрочнению высокомар­ганцевого аустенита, обладающего низ­кой энергией дефектов упаковки, по сравнению с феррито-перлитной структурой углеродистой стали (рис. 147).

3. Метастабильные аустенитные стали

Многие детали машин, работающие в контакте с быстро­текущим потоком жидкостей (например, лопасти турби­ны гидростанций, судовые гребные винты, лопасти насо­сов, системы охлаждения различных агрегатов и т. п.), подвергаются кавитационной эрозии. Под воздействием многократных и гидравлических ударов, локализованных в микрообъемах поверхности, происходит пластическая деформация, а затем и разрушение, эрозия металла.

Высокая способность марганцевого аустенита к де­формационному упрочнению использована при разработ­ке хромомарганцевых нестабильных аустенитных сталей с высокой кавитационной стойкостью. И. Н. Богачев с сот­рудниками показали, что наибольшим сопротивлением кавитационному воздействию обладают метастабильные аустенитные стали на хромомарганцевой основе, которые под влиянием внешней нагрузки претерпевают мартенсит­ное превращение.

Рис. 147. Влияние холодной пластической деформации е на твердость стали 110Г13Л (I) и углеродистой стали 40 (2) (А. П. Гуляев)

Мартенситное превращение, вызванное деформацией, в аустенитных сталях может развиваться, если деформа­цию проводят ниже температуры Мд. Положение темпера­тур Mn и Мд рассматривается как условный показатель стабильности аустенита. При равном положении мартен — ситных точек и одинаковом содержании углерода образо­вание мартенсита при деформации протекает более интен­сивно в марганцевых и хромомарганцевых сталях, чем в никелевых и хромоникелевых. Большая склонность мар­ганцевого й хромомарганцевого аустенитов к мартенсит — ному превращению при деформации связана с низкой энергией дефектов упаковки, которые являются зароды­шами кристаллов е — и а-мартенсита деформации. Мартен­ситные превращения в хромомарганцевых сталях разви­ваются по схеме Y-^s-Gс, при этом обычно в случае ма­лых степеней деформации инициируется Y-^e-. а ПРИ боль­ших у-^-а-, а также е-^-а-превращение.

Кавитационная стойкость находится в прямой зависи­мости от способности стали к упрочнению в процессе внешнего воздействия рабочей среды. Роль мартенситных превращений в повышении кавитационной стойкости за­ключается не только в том, что кристаллы мартенсита создают высокий уровень упрочнения и обладают повы­шенным сопротивлением разрушению, но и в том, что в процессе мартенситного превращения происходит релак­сация напряжений. Мартенсит деформации отличается от мартенсита охлаждения. более высокой дисперсностью и большей прочностью кристаллов.

На основе представлений о высоком сопротивлении метастабильного хромомарганцевого аустенита кавитацион­ной эрозии И. Н. Богачевым с сотрудниками были созданы кавитационностойкие стали 30Х10Г10, 0Х14АГ12, облада­ющие активной кинетикой мартенситообразования при де­формации. Равномерная деформация и разрушение по­верхностного слоя сталей с метастабильным аустенитом приводят к тому, что на поверхность выступает новый слой; в котором под действием гидравлических ударов снова образуется мартенсит. Многократное повторение это­го процесса обусловливает очень медленное развитие раз­рушения, т. е. высокую эксплуатационную стойкость.

Химический состав и механические свойства метастабильных хромо­марганцевых аустеннтных сталей приведены в табл. 30. Образование мартенсита в процессе механических испытаний метастабильных хромо­марганцевых аустеннтных сталей обеспечивает им более высокие зна­чения Ob И значительное снижение пластических характеристик по срав­нению с более стабильным аустенитом стали 12Х18Н10Т. Повышенная способность к упрочнению хромомарганцевых метастабильных аустеннт­ных сталей обусловливает значительно более высокую кавитационную стойкость этих сталей по сравнению со сталью 08X18Н8, стабильной в данных условиях воздействия (рис. 148).

Принцип мета стабильности аустенита был использован также для повышения стойкости стали при работе в условиях ударно-абразивиого изнашивания. Поскольку износостойкость марганцевого аустенита в зна­чительной степени обусловлена его способностью к деформационному упрочнению, выигрыш от применения хромомарганцевых метастабиль­ных аустеннтных сталей достигается благодаря эффективному механиз­му упрочнения вследствие образования достаточного количества мар-

Таблица 30. Состав и механические свойства метастабильиых

Содержание основных элементов, %

Марка стали

Назначение

С

Cr

Mn

Другие элементы

0Х14АГ12М

30Х10Г10

60Х5Г10Л

Кавитацнон — ностойкая То же

Износостойкая

<0,1

0,28— 0,32 0,6—0,7

12—14,5 9—11 4—6

11—13 9—11 9—11

0,08—0,2 Ni; 0,5—1,OMo

Тенсита деформации, кроме действующего в стали 110Г13Л основного механизма наклепа аустеннта.

Содержание углерода в хромомарганцевой метастабильной аусте­нитной стали, обеспечивающее активное действие двух основных меха­низмов упрочнения, должно находиться в пределах 0,5—0,8 % С при 7—10 % Mn и 3—6 % Cr.

Н8, МПа h, MKM

Время испытания

Рве. 148. Потеря массы, твердость поверхности HB н глубина h наклепанного слоя образцов сталей 30ХЮГ10 (/) н типа 08Х18Н8 (2) в процессе кавитационного воздействия {И. Н. Богачев, Р. И. Мииц)

Сталь 60Х5Г10Л (Мн=—50ч — 70 0C) обладает более вы­сокой стойкостью при циклическом контактно-ударном на — гружении и ударно-абразивном изнашивании по сравнению со сталью 110Г13Л. На рис. 149 показано, что образцы стали 60Х5Г10Л за одинаковое число циклов (105) кон — тактно-ударного нагружения (на копре ДСВО-150) претер­певают меньшую деформацию Дh и приобретают в процес­се нагружения значительно более высокую твердость, чем образцы стали 110Г13Л. Пластическая деформация вызыва-

Хромомарганцевых аустеивтиых сталей

Режим термичес­кой обработки

Со, 2

Сп

В

Ф

KCU, МДж/м2

МПа

%

Нормализация

280 440

660—930

25—50

23—48

2,3-3,4

1050 0C

Закалка от

250—420

600—750

10—16

12—17

0,7—2,2

1100 "С

Закалка от

410—450

500—700

8-15

10—18

0,5—1,5

11500C

Ет в образцах метастабильной аустенитной стали 60Х5Г10Л развитие у-^е-мх-превращения с образованием свыше 30 % а-мартенсита после IO5 циклов нагружения, в то время как сталь 110Г13Л сохраняет аустенитную структуру.

В метастабнльном хромомарганцевом аустените часть энергии внеш­него нагружения расходуется на образование а — и е-мартенситных фаз и нх упрочнение в процессе дальнейшей деформации. Высокая стойкость метастабильных хромомарганцевых аустеннтных сталей в процессе ка — витационного и циклического контактно-ударного нагружения достига-

Ah,% HV а, е-фазы,°/о

О IO 101 IO3 10* N О 10 тг W3 10* WOW Wz IO3 10* N

Рис. 149. Изменение высоты Ah образцов, твердости HV и количества мартенсит — ных е — и а-фаз в процессе циклического контактио-ударного нагружения сталей 110Г13Л (!) и 60Х5Г10Л (2) (М. А. Филиппов)

Ется в том случае, когда обеспечивается оптимальная для данного спо­соба деформации кинетика мартенситных превращений — достаточно ин­тенсивное и равномерное образование мартенситных фаз в течение всего периода работы.

Хромомарганцевые метастабильные стали типа 0Х14АГ12М и 30Х10Г10 применяют в литом состоянии, а также в виде электродов и листа для изготовления наплавки и облицовки рабочих поверхностей, подвергающихся кавитациоиному разрушению и изнашиванию. Стали типа 60Х5Г10Л используют для изготовления литых бронефутеровочных плит дробильно-размольного оборудования и других отлнвок, работаю­щих в условиях ударно-абразивного изнашивания.

4. Немагнитные стали повышенной прочности

В современной электротехнике, приборостроении, судостро­ении и других отраслях требуется применение немагнитных сталей. Аустенитные стали парамагнитны, однако имеют низкие значения предела текучести (150—350 МПа), что — затрудняет их использование в качестве материала высоко- нагруженных деталей и конструкций.

Повышенные прочностные свойства, соответствующие уровню свойств конструкционных улучшаемых сталей, дос­тигаются на сталях аустенитного класса холодной или теп­лой пластической деформацией; упрочнением в результате дисперсионного твердения, упрочнением посредством фазо­вого наклепа при последовательном проведении прямого — и обратного мартенситных у-ня-^у-превращений.

Так, аустенитная сталь 50Г18Х4, из которой изготавли­вают бандажные кольца роторов электрогенераторов, при­меняется в состоянии после холодного или теплого на­клепа. В наклепанном состоянии предел текучести стали 50Г18Х4 повышается до 1100 МПа при сохранении высоко­го уровня пластических свойств (6=30 %, г|з = 50 %). При­мерно такой же комплекс механических свойств достигают на стали 50Г18Х4, легированной ванадием, в результате выделения дисперсных карбидов VC в процессе старения при температуре 650 0C.

Высокий комплекс механических свойств достигается на метастабильных сталях системы Fe — Ni — Ti (0,03— 0,05% С; 24—26 % Ni; 1,5—3,0% Ti), разработанных К. А. Малышевым после комбинированного упрочнения фа­зовым наклепом и старением. После низкотемпературного — старения (500—600 0C) фазонаклепанного аустенита вслед­ствие выделения высокодисперсных частиц "у’-фазы, коге­рентно связанных с матрицей, в стали Н24Х2ТЗ достигнут следующий комплекс механических свойств: а0,2=900 МПа; Ob= 1150 МПа; 6=25 %; г|> = 55 %.

Один из-новых путей повышения прочности немагнитных сталей состоит в использовании парамагнитного е-мартен — сита, образующегося в низкоуглеродистых сталях с,16— 22% Mn (см. рис. 71,б). Двухфазные (v+е) стали \ипа 05Г20 имеют после закалки более высокие прочностные свойства по сравнению с однофазными аустенитными ста­лями (ао,2=370—450 МПа; <тв=750—950 МПа; 6=30— 40 %; г|з=35—60′%) и могут найти применение в качестве конструкционного немагнитного материала.

В 5. Стали повышенной обрабатываемости

I Обрабатываемость резанием является важнейшей техноло — I гической характеристикой стали. Улучшение обрабатывае — I мости резанием повышает производительность механической I обработки и зачастую открывает возможность применения I высокопрочных сталей, использование которых тормозилось I этим технологическим критерием.

К сталям повышенной обрабатываемости резанием (иногда эти стали называют автоматными) относят стали с высоким содержанием серы и фосфора, а также стали специально легированные селеном, теллуром или свин­цом.

Указанные элементы способствуют повышению скорости резания, уменьшают силу резания и изнашиваемость инст­румента, улучшают чистоту и размерную точность обрабо­танной поверхности, облегчают отвод стружки из зоны ре­зания и ряд других факторов обрабатываемости.

Влияние перечисленных легирующих элементов на улуч­шение обрабатываемости резанием происходит в основном благодаря изменению свойств а-и у-твердого раствора (фос­фора), изменению состава, свойств и морфологии неметал­лических включений (сера, селен, теллур), образованию металлических включений, не растворимых в твердом рас­творе (свинец). Однако, кроме легирования, обрабатывае­мость резанием существенно зависит от твердости материа­ла, его структуры, т. е. от предварительной термической обработки перед резанием. Так, крупнозернистая сталь луч­ше обрабатывается резанием, также заметно влияет характер перлита: пластинчатый обрабатывается лучше, чем зернистый.

Эффективность влияния элементов, существенно улуч­шающих обрабатываемость, зависит от технологии произ­водства сталей, особенно от выплавки и раскисления.

Стали повышенной и высокой обрабатываемости регла­ментируются ГОСТ 1414—75.

В табл. 31 приведены данные о составе, термической об­работке и механических свойствах некоторых сталей. Стали повышенной обрабатываемости резанием обозначают бук­вой «А» (автоматные стали) перед написанием марки ста­ли. В селенсодержащих сталях после наименования марки ставится дополнительно буква «Е», а в свинецсодержащих сталях буква «С» ставится после буквы «А». В сталях с повышенным содержанием серы или фосфора, кроме буквы «А», другие обозначения не предусмотрены.

L


To Таблица 31. Состав и механические свойства, не менее, сталей повышенной обрабатываемости резанием

Л

Группа стали

Марка стали

Содержание основных элементов, %

С

S

P

Pb

Se

Другие элементы

Углеродистая сернистая

А12

0,08—0,16

0,08—0,20

0,08—0,15

0,7—1 ,OMn

А20

0,17—0,24

0,08—0,15

<0,06

0,7-1 ,OMn

А40Г

0,37—0,45

0,18—0,30

<0,05

1,2—1,55 Mn.

Углеродистая свинецсодержащая

АС40

0,37—0,45

<0,04

<0,04

0,15-0,30

Углеродистая сер- нистоселенистая

А35Е

0,32—0,40

0,06—0,12

<0,046

0,04—0,10

Хромистая сер- нистоселеннстая

А40ХЕ

0,36—0,44

0,06—0,12

<0,035

0,04—0,10

0,8—1,1 Cr

Легированная свинецсодержащая

ACl 2ХН

0,09-0,15

<0,035

<0,035

0,15—0,30

0,4—0,7 Cr; 0,5—0,8 Ni

АСЗОХМ

0,27-0,33

<0,035

<0,035

0,15—0,30

0,8—1,1 Cr; 0,15—0,25Мо

Продолжение табл. 31

Группа стали

Марка стали

Режим контрольной терми­ческой обработки

Сто,2

FfB

6

Ф

KCU — МДж/м2

‘зак’ °с

‘отп — °с

МПа

%

Углеродистая сернистая

А12

Горячекатаная, без тер­мической обработки

^420*3

22

\

34

А20-

460

20

30

А40Г

600

14

20

— -

Углеродистая свинецсодержащая

АС40

Нормализация

340 (340)

580 (580)

19(19)

-(45)

-(0,6)

Углеродистая сер- пистоселенистая

А35Е

>

320 (320)

540 (540)

20 (20)

- (45)

-(0,7)

Хромистая сер- нистоселенистая

А40ХЕ

860, м

500, в

800 (800)

1000(1000)

10(10)

45(10)

0,6(0,6)

Легированная свинецсодержащая

АС12ХН

900—920, м

150—180, вз

450

650

10

0,9

АСЗОХМ

860—880, м

510—560, вз

750 (750)

900 (950)

12(11)

-(45)

0,10(0,8)

Примечание: 1. В скобках указаны механические свойства для аналогичных марок сталей, не содержащих элементов, улуч­шающих обрабатываемость (сален, свинец). to 2. Условные обозначения охлаждающей среды: м —масло: в —вода, вз — воздух. \


Эффект улучшения обрабатываемости в различных группах сталей обусловлен разными причинами. В сталях А12, А20, АЗО, А40Г благо­даря высокому содержанию серы (0,08—0,15 % S) и повышенному со­держанию марганца образуется большое количество сульфидов мар­ганца, которые вытянуты вдоль прокаткн. Этн включения ослабляют прокат в поперечном направлении и способствуют отделению стружки от изделия и ее ломкости. Роль повышенного содержания фосфора со­стоит в охрупчивании а-твердого раствора, а также улучшении процес­са стружкообразования и качества обрабатываемой поверхности. Однако но этим же причинам автоматные сернистые стали имеют значительно более низкие механические свойства, чем аналогичные стали с нормаль — дым содержанием серы (<0,040 %) и фосфора (^0,030 %). Поэтому сер­нистые автоматные стали используют лишь для изготовления изделий неответственного назначения (метизы).

В селенсодержащих сталях (А35Е, А40ХЕ и др.) селен входит в со­став неметаллических включений (селенидов и сульфаселенидов) и обес — лечивает глобуляризацию сульфидных включений (А. Я. Заславский). Глобулярные включения не оказывают отрицательного влияния на свой­ства стали. Поэтому селенсодержащие и серосодержащие стали по контролируемым свойствам обычно не уступают аналогичным исходным сталям. Стали с селеном значительно превосходят чисто сернистые ста­ли по пластическим и вязким свойствам. Селен не ухудшает хладостой — кости стали. Аналогично селену влияет на свойства стали теллур, одна­ко он значительно дороже селена.

В свннецсодержащнх сталях (АС40, АСЗОХМ и др.) свинец сущест­вует в химически несвязанном состоянии в виде равномерно распреде­ленных в металле дисперсных частнц. Свинец не влияет на механические свойства при растяжении, порог хладноломкости стали, склонность к отпускной хрупкости, прокаливаемость и другие свойства. Лишь в вы­сокопрочных сталях (Ов>1600 МПа) возможно небольшое уменьше­ние предела усталости и незначительное увеличение анизотропии плас­тических н вязких свойств.

По этим причинам селен и свинец широко применяют для улучше­ния обрабатываемости резанием сталей ответственного назначения: кон­струкционных машиностроительных, нержавеющих, жаропрочных и др.

Улучшение обрабатываемости стали достигается определенным по­ведением включений в зоне резания. Сульфиды, селениды, свинец вы­полняют роль внутренней смазкн, облегчающей взаимное перемещение частиц удаляемого металла в зоне резания. Кроме того, сульфиды, се — леннды создают в зоне резания мозаичные напряжения, облегчая тем разрушение стали. В свннецсодержащнх сталях возможно проявление эффекта жидкометаллического охрупчивания (эффект Ребиндера) бла­годаря расплавлению частиц свинца в зоне резания.

Применение сталей повышенной обрабатываемости резанием обес­печивает снижение сил резания на 20—25 %, уменьшение износа ин­струмента в 2—10 раз, повышение скорости резания на 20—40 % nP11 сохранении стойкости инструмента.

<5. Рельсовые стали

Грузонапряженность железных дорог в нашей стране в S раз выше, чем в США, и в 8—12 раз выше, чем на доро­гах других развитых капиталистических стран. Производ­ство рельсов в СССР составляет около 3,5 % от общего про­изводства готового проката. Все это налагает особо высо­кие требования к качеству рельсов и стали для их изго­товления.

Рельсы железнодорожные широкой колеи типов Р75 и Р60[20] изготовляют по ГОСТ 24182—80 из мартеновской ста­ли М76 (0,71—0,82 % С; 0,75—1,05 % Mn; 0,18—0,40 % Si; <0,035 % P и <0,045′% S), а более легкие типа Р50 —из стали М74 (0,69—0,80 % С). После горячей прокатки все рельсы подвергают изотермической обработке для удале­ния водорода с целью устранения возможности образования флокенов. Рельсы поставляют для эксплуатации на желез­ных дорогах незакаленными (сырыми) по всей длине и термоупрочненными по всей длине. Концы сырых рельсов подвергают поверхностной закалке с прокатного нагрева или с нагрева ТВЧ. Длина закаленного слоя от торца рель­са 50—80 мм, а твердость закаленной части HB 311—401. Сырые рельсы из стали М76 должны иметь ав^900 МПа и 6^4 %. Технология изготовления рельсов должна гаран­тировать отсутствие в них вытянутых вдоль направления прокатки строчек неметаллических включений (глинозема) длиной более 2 (группа I) и более 8 мм (группа II), так как подобные строчки служат источником зарождения трещин контактной усталости в процессе эксплуатации.

Высокая грузонапряженность железных дорог привела к тому, что работоспособность сырых нетермоупрочненных рельсов перестала удовлетворять требованиям тяжелой ра­боты сети железных дорог.

В настоящее время из всех видов термической обработ­ки рельсов наиболее широко реализована в промышленно­сти объемная закалка рельсов в масле по всей длине. Мас­совый выпуск таких термически упрочненных рельсов был впервые в мире освоен в 1966 г. на Нижне-Тагильском ме­таллургическом комбинате. Сейчас наша страна выпускает наибольшее количество термоупрочненных рельсов.

257

Технология термической обработки путем объемной за­калки включает нагрев рельса в печи до температуры 840— 850 0C, закалку в масле в специальной закалочной машине, отпуск при температуре 450±15°С в течение 2 ч. В ре­зультате закалки сталь имеет структуру сорбита отпуска. Термоупрочненные таким способом рельсы из сталей М74, М76 должны иметь (ГОСТ 18267—82) твердость на поверх­ности катания HB 341—388 и механические свойства: ^1200 МПа; O1 ^800 МПа; 6^6%; KCU^s ^ 0,25 МДж/м2. Термически обработанные путем объемной закалки в масле рельсы обладают в 1,5—2,0 раза более высокой эксплуатационной стойкостью, чем стандартные термически необработанные рельсы, что позволяет повысить, надежность железных дорог, сэкономить огромное количе­ство металла и получить экономический эффект около — 8 руб/т рельсов.

Дальнейшее повышение эксплуатационной стойкости тер­мически упрочненных рельсов может быть достигнуто леги­рованием рельсовой стали. Перспективным является леги­рование углеродистой рельсовой стали небольшими добав­ками ванадия (~0,05 %), применение легированных сталей типа 75Х1С, 75ХГМФ и др., а также применение термомеха­нической обработки.

ВЫСОКОПРОЧНЫЕ СТАЛИ

К высокопрочным относятся стали, времен­ное сопротивление которых <гв> 1600 МПа. Стали с пределом текучести более 2000 МПа иногда назы­вают сверхвысокопрочными.

Прежде всего высокопрочные стали применяют в изде­лиях, для которых важно уменьшение массы при сохране­нии высокой прочности. Это могут быть высокопрочные болты и крепежные изделия, некоторые виды тросов и пря­дей, высокоскоростные роторы, валы и многие другие дета­ли машин и механизмов. Высокопрочные стали используют в космической, ракетной, авиационной технике, а также в ряде отраслей приборостроения.

Получение сталей высокой прочности неизбежно ведет к понижению характеристик пластичности и, прежде всего, сопротивления хрупкому разрушению. Поэтому надежность стали в конструкции (изделии) может быть охарактеризо­вана конструктивной прочностью — комплексом механиче­ских свойств, находящихся в корреляции с эксплуатаци­онными условиями работы изделий. Для большинства кон­струкционных высокопрочных сталей такими параметрами конструктивной прочности являются: предел текучести (а0,г) и параметр вязкости разрушения (трещиноустойчи — вости)— Klc

Конструктивную прочность конструкционных сталей можно оценить по диаграмме конструктивной прочности,

/

Построенной в координатах предел текучести O0,2— вяз­кость разрушения К\с~ На рис. 128 представлена обобщен­ная диаграмма конструктивной прочности конструкцион­ных сталей различных классов и способов упрочнения. На диаграмме указаны области средне — и высокоуглеродистых легированных сталей. Штриховой линией отмечено значе­ние O0,2= 1400 МПа, являющееся нижней границей для вы­сокопрочных сталей. На диаграмме также указаны прибли­зительные области различ­ных механизмов распрост­ранения трещины при испы­таниях на Kic построенные на основании фрактографи — ческих исследований.

Высокопрочные стали при необходимой прочности

Рис. 128. Обобщенная диаграмма кон­структивной прочности конструкцион­ных сталей (О. И. Романив, А. Н. Ткач). MAC — метастабильиые аусте­нитные стали; НУС — низкоуглеродн — стые стали; СУС и ВУС — средне — и высоколегированные стали; MCC — мартеиситиостареющне стали; СМЗ — стали со сверхмелкнм зерном; TMO — стали после термомехаиической обра­ботки; ПП — эвтектоидиые стали со структурой пластинчатого перлита. Характер разрушения: I — область вязкого разрушения; II — транскри- сталлнтный скол; III — интеркристал — литный скол; IV — квазискол

Должны иметь достаточные пластичность, сопротивление динамическим нагрузкам, ударную вязкость, усталостную прочность, а для ряда изделий и хорошую свариваемость.

В высокопрочном состоянии изделия весьма чувстви­тельны к различным концентраторам напряжений как внешним (выточки, острые переходы, отверстия с малым радиусом и т. д.), так и внутренним (неметаллические включения), поэтому большое значение имеет чистота ста­ли по неметаллическим включениям.

500 1000 1500 2000 2500

6о,02,МПа

При выплавке высокопрочных сталей применяют чистые шихтовые материалы, специальные методы выплавки, по­вышающие чистоту стали по неметаллическим включени­ям, газам и вредным примесям, такие как электрошлако­вый переплав, вакуумные способы плавки и др., которые повышают пластичность стали, но при этом и удорожают сталь.

Как правило, получение высокопрочного состояния свя­зано с получением метастабильной структуры с высоким уровнем микроискажений, высокой плотностью дефектов кристаллического строения и, следовательно, повышенной склонностью к протеканию диффузионных процессов. Это необходимо учитывать при осуществлении технологических операций на изделиях из высокопрочных сталей, при кото­рых возможно насыщение детали водородом (например, электролитическое травление) и появление водородной хрупкости.

При временном сопротивлении более 1600 МПа появля­ется склонность к замедленному разрушению образцов с трещиной. Повышение содержания углерода резкр увели­чивает склонность высокопрочных сталей к замедленному разрушению при контакте с водой. Причина этого явления до конца не ясна. Предполагается, что это связано с разви­тием коррозии под напряжением, эффектом Ребиндера и водородной хрупкостью. Высокопрочные стали склонны к хрупкости при контакте с расплавленными легкоплавкими металлами.

Существуют разные способы получения высокопрочных сталей: закалка на мартенсит с низким отпуском (300— 350°С) и вторичное твердение в интервале температур 500—650 °С, а также ряд специальных технологических процессов, к которым можно отнести термомеханическую обработку, волочение сталей со структурой тонкопластин­чатой феррито-карбидной смеси, получение сталей со струк­турой сверхмелкого зерна и некоторые другие. К высоко­прочным сталям относятся пружинные, а также большин­ство мартенситно-стареющих сталей (см. главы XVII и XVIII). Важное значение имеет группа высокопрочных ста­лей со структурой метастабильного аустенита (см. гл. XX).

1. Легированные низкоотпущенные стали

/

Большинство легированных конструкционных сталей после закалки и низкого отпуска могут иметь высокие значения временного сопротивления (сгв>1700 МПа) и предела те­кучести (сг0,2>1500 МПа) при достаточно высоких значе­ниях пластичности (относительное удлинение и сужение). Однако конструктивная прочность низкоотпущенных леги­рованных сталей обычно понижена из-за повышенной чув­ствительности к надрезам вследствие низкого сопротивле­ния хрупкому разрушению. При выборе рационального легирования и режимов отпуска низкоотпущенной стали не­обходимо учитывать развитие в интервале 200—300 0C яв­ления необратимой отпускной хрупкости (отпускная хруп­кость I рода), сопровождающегося значительным падением ударной вязкости (см. гл. IX, п. 6). В связи с этим отпуск высокопрочной стали проводят при температурах ниже про­вала ударной вязкости (если при этом общая пластичность стали не слишком низка), или чаще при температурах вы­ше провала ударной вязкости, т. е. выше 300 °С. Роль леги­рования при этом заключается в повышении устойчивости мартенсита к отпуску (необходимо получить высокие проч­ностные свойства при возможно более высоких температу­рах отпуска), обеспечении необходимой прокаливаемости, повышении сопротивления хрупкому разрушению.

Углерод является элементом, наиболее сильно упрочня­ющим мартенсит. Однако он сильно понижает хрупкую прочность стали, поэтому содержание углерода в высоко­прочной стали, обрабатываемой путем закалки на мартен­сит и последующего низкого отпуска, должно быть невысо­ким. Обычно содержание углерода в высокопрочной низко — отпущенной стали не превышает 0,3—0,4 %.

При легировании высокопрочной стали рекомендуется не слишком снижать температуру Мн, так как при пониже­нии точки Mn растут закалочные напряжения и увеличива­ется количество остаточного аустенита. Таким образом, ле­гирование высокопрочной низкоотпущенной стали должно быть достаточным, но не чрезмерным.

Одним из принципов легирования высокопрочных ста­лей является требование минимального отношения замед­ления отпуска к понижению температуры Мя, приходяще­еся на I % легирующего элемента (табл. 25).

Высокопрочные стали легируют хромом, молибденом, вольфрамом и ванадием, а также кремнием.

При легировании высокопрочных сталей карбидообразу — ющими элементами при прочих равных условиях рекомен­дуется использовать легирующие элементы, карбиды кото­рых более легко растворяются при нагреве под закалку, так как остаточные нерастворившиеся карбиды значитель­но снижают хрупкую прочность низкоотпущенной стали, а излишне высокие температуры аустенитиза’ции нежела­тельны, поскольку укрупнение действительного аустенитно — го зерна понижает ударную вязкость. Полезным является легирование высокопрочной стали никелем (иногда в соче­тании с кобальтом), так как никель повышает вязкость стали. В последнее время разработаны высокопрочные ста­ли, в которых высокий комплекс свойств достигается бла-

Таблица 25. Влияние легирующих элементов иа замедление отпуска И температуру MH (по данным Ф. Б. Пикериига)

Элемент

Замедление отпуска на 1 % (по массе) ле­гирующего элемента

Понижение Afe, °С/% (по массе)

Отношение замедле­ния при отпуске к понижению Mh

С

—40*

474

—12

Mn

8

33

0,24

Si

20

11

1,8

Cr

0

17

0

Ni

8

17

0,48

W

10

11

0,9

Mo

17

21

0,8

V

30

Нет сведений

">1

Со

8

Некоторое повы­

>8

Шение

* Ускоряет отпуск.

Годаря получению дисперсных нитридных фаз. Эти стали легируют азотом (0,02—0,04 %) и нитридообразующими элементами. Нитриды ванадия VN и алюминия — AlN обеспечивают получение при нагреве под закалку мелко-

Таблица 26. Состав и механические свойства высокопрочных Потак и К. Кевери, Дж. Ливерленд)

Среднее содержание основных элементов, %


Si

Mn

Cr

Mo

Ni

Марка стали


30ХГСН2А 40ХГСНЗВА 35ХГСА 35Х2АФ

4330

4340

Хай-Таф

Супер-Хай-Таф

CSV4

WA248

Еп26

Rex539

0,3 0,4 0,35 0,35

0,30 0,40 0,25 0,40 0,38 0,45 0,40 0,35 0,38

1,05 0,65 1,25 0,3

0,30 0,30 1,50 2,30 1,50 1,00 0,20 1,55 0,33

1,15 0,7 0,95 0,4

0,90 0,70 1,30 1,30

0,30 0,60 1,57 0,63

СССР

США

ФРГ Англия

1.6 2,75

1,0 1,0 1,25 2,3

0,85 0,80 0,30 1,40 1,50 1,00 0,65 0,11 3,13

0,12 0,08

1,83 1,85 1,80

0,43 0,25 0,40 0,35

0,20 0,10 0,20

0^21 0,24

2,50 1,80 0,19

0,55 0,34 0,87

Еп40с


Зернистои стали, а растворенный в аустените азот значи­тельно увеличивает прокаливаемость стали. Такие стали как 35Х2АФ, 40Х2АФЕ обеспечивают после закалки и низ­кого отпуска высокий комплекс свойств в сечениях до 50 мм.

В табл. 26 приведены составы и свойства некоторых вы­сокопрочных низкоотпущенных сталей, применяемых в ря­де стран.

Вязкость разрушения высокопрочных низкоотпущенных сталей с мартенситной структурой, в основном, определяет­ся прочностью границ действительного аустенитного зерна, в то время как характеристики прочности в большей степе­ни связаны с размерами мартенситных пакетов, строением мартенсита, наличием других фаз (остаточного аустенита, феррита).

На рис. 129 приведена зависимость вязкости разруше­ния Kic и ударной вязкости KCU от размера аустенитного зерна. С увеличением размера зерна ударная вязкость вы­сокопрочных сталей со структурой отпущенного мартенси­та падает, однако, вязкость разрушения изменяется по кри­вой с минимумом при диаметре зерна 10—15 мкм. Поэтому наиболее рациональный путь повышения конструктивной прочности — это получение сталей со сверхмелким зер­ном— менее 10 мкм (см. п. 5 этой главы). Для повышения

(О. Н. Романив, А. Н. Ткач) также повышение темпера­туры аустенитизации, что существенно повышает вяз­кость разрушения, за счет растворения сегрегаций при­месных атомов по границам аустенитного зерна. Однако надо иметь в виду, что удар­ная вязкость при этом бу­дет понижаться.

Для высокопрочной низ­коотпущенной стали мар­тенситного класса исключи­тельно большое значение имеет чистота стали по не­металлическим включениям, газам и вредным примесям (сера, фосфор, легкие ме­таллы и др.). Повыше-

Величины Kic предлагается

Низкоотпущенных сталей (Я. М.

‘отп> °С

FfOl2

Аъ

Б

Л

UCf

KS

МПа

%

250

1600

1850

13

50

0,6

250

1700

2000

11

45

0,4

230

1500

1700

12

48

0,4

250

1600

1800

10

45

0,4

245

1460

1790

10

._

___

230

1640

1980

10

35

290

1400

1650

14

50

290

1680

2050

10

400

1720

370

1890

200

1610

1860

13

350

1510

1810

10

450

1430

1720

8,5

Ние чистоты стали по неметаллическим включениям повы­шает усталостную прочность и пластичность стали.

Ниже по данным Я — Е. Гольдштейна показано измене­ние усталостной прочности, МПа, закаленной стали 40ХНМА различных способов выплавки после низкого при 200 0C отпуска (высокопрочное состояние) и после высоко­го при 600 0C отпуска (улучшение):

Ow, МПа, после отпуска при

200 0C . . . . . 540—580 680—800 <Ia, после отпуска

При 600 "С. . . 520—540 580—600

700—800 700—800 620—640 500—650

5 10 50 WOd5, мк м

То 1700 2000 6д, МПа

Рис. 130. Влияние содержания серы на вязкость разрушения Klc (в условиях плоской де­формации) стали 40ХНМ после закалки и отпуска иа различ­ные уровни прочности (Пелисье) S, %: / — 0,008; 2 — 0,016; 3 — 0,025; 4 — 0,049

Температура атпуска°С Чзг 427316 т 1 г

Рис. 129. Влияние размера зерна аустени­та на вязкость разрушения Kxc и ударную вязкость KCV стали со структурой мар­тенсита (О. Н. Ромаиив, А. Н. Ткач)

Применение способов выплавки, снижающих количе­ство сульфидов (ЭШП) или содержания газов — азота, водорода и оксидов (ВДП, ВИП) повышает усталостную прочность низкоотпущенной стали 40ХНМА значительно в большей степени, чем, например, в высокоотпущенном со­стоянии.

Содержание вредных примесей серы и фосфора в вы­сокопрочной низкоотпущенной стали должно быть мини­мальным. Особенно вредно влияние фосфора, интенсивно

Электросталь ЭШП

Вдп ВИП

Понижающего хрупкую прочность стали. Сера существен­но понижает характеристику вязкости разрушения Кю (рис. 130). Кроме того сера и фосфор (а также углерод) ухудшают свариваемость стали.

Высокие прочностные свойства в сочетании с достаточ­ной пластичностью и вязкостью могут быть достигнуты и после обработки легированных сталей на нижний бейнит. Легирование таких сталей в общем не слишком отличает­ся от легирования сталей, обрабатываемых на структуру низкоотпущенного мартенсита. Содержание углерода в таких сталях обычно составляет 0,3—0,4 % (реже до 0,5%). Весьма полезным является легирование кремнием (до 2,0% и более). Используются композиции Cr—Si; Cr— Si—V; Cr—Si—Mn—V; Cr—Si—Ni—Mo—V и др.

Так, на стали 40ХГСНЗВА после изотермической за­калки от 900 0C — в ванну 2500C достигается ств>1850 МПа, 6S>12 %, !»43 %, KCU>0,22 МДж/м2.

После изотермической закалки на нижний бейнит по­лезным является проведение отпуска приблизительно при тех же температурах, что и при обработке на нижний бей­нит.

К недостаткам низкоотпущенных высокопрочных ста­лей относится большая чувствительность к действию раз­личных сред: водородная хрупкость, возникающая при травлении и гальванических покрытиях, хрупкость при контакте с водой, металлическими расплавами и т. д.

Низкоотпущенные высокопрочные стали весьма склон­ны к анизотропии свойств. Кроме того, после низкотемпе­ратурного упрочняющего отпуска прочностные свойства та­ких сталей могут резко падать, если температура изделий окажется выше температуры отпуска. <-

Низкоотпущенные стали применяют для высокопроч­ных болтов, баллонов высокого давления, в авиастроении для тяжелонагруженных деталей шасси самолетов. Име­ются зарубежные сообщения о применении таких сталей для корпусов ракетных двигателей.

2. Дисперсионно-твердеющие стали

225

Для изготовления высокопрочных изделий с высокой ус­тойчивостью к повышенным температурам эксплуатации используют стали со вторичным твердением. Эффект вто­ричного твердения при отпуске закаленных на мартенсит сталей основан на выделении специальных карбидов в ин­тервале температур 550—650 0C (см. гл. IX, п. 5). При

15—970 этом повышаются прочностные характеристики стали и падает пластичность и вязкость. Возрастание прочности и твердости сталей при вторичном твердении происходит при определенной объемной доле выделяющихся карбидов.

Содержание углерода в дисперсионно-твердеющих ста­лях также, как и в низкоотпущенных сталях не должно превышать 0,3—0,4 %. Более высокие содержания углеро-

Рис. 131. Влияние хрома (а), молибдена (б) в ванадия (в) иа изменение твердо­сти при отпуске закаленной стали с 0,3 % С (Д. Мурей):

1 — без хрома; 2 — 2,0 % Cr; 3 — 4,0 % Cr; 4 — 6,0 % Cr; 5 — в,0 % Cr; 6 — 10,0 % Cr; 7 — 0.47% Mo; 8 — 0,96% Mo; 9 — 2,92% Mo; 10 — 4,60% Mo; 0,09% V; 12 — 0,49 % V; 13 — 0,90 % V; 14 — 1,99 % V

Да значительно понижают пластичность высокопрочной стали.

Развитие вторичного твердения высокопрочных сталей наблюдается при разных содержаниях легирующих эле­ментов. На рис. 131 показано влияние хрома, молибдена и ванадия на изменение твердости закаленной стали при отпуске в интервале развития вторичного твердения. При 4 и особенно 6,% Cr наблюдается замедление падения твердости при отпуске, а при содержании выше 6 % Cr— повышение твердости (вторичное твердение). Легирование молибденом и ванадием существенно повышает сопротив­ление отпуску, а при добавках молибдена >1,0 % и вана­дия >0,5 % наблюдается эффект вторичного твердения. Однако чрезмерное легирование молибденом (свыше 3,0%) оказывается нерациональным, так как не дает заметного повышения свойств стали. При комплексном легировании высокопрочной стали хромом, молибденом и ванадием, су­щественный пик вторичной твердости достигается пример­но при содержании в стали 5 % Cr; 1—2% Mo и 0,5 % V. В этом случае эффект упрочнения обусловлен выделением дисперсных карбидов Me7C3, Мег3С6 (на базе хрома),

Me2C (молибдена) и MeC (ванадия). Наибольшая роль в упрочнении принадлежит карбидам Mo2C и VC.

Сравнительная роль легирующих элементов в высоко­прочных легированных хромом, молибденом и ванадием сталях состоит (Ф. Б. Пикеринг): в повышении склонно­сти к образованию карбидов (Cr<Mo<V); увеличении устойчивости против роста и перестаривания карбидов (Cr7C3 < Mo2C < VC); повышении температуры максимума вторичного твердения Cr7C3 (500 °С), Mo2C (550 °С), VC (600 °С); замедлении процессов перестройки и аннигиляции дислокаций в мартенсите при отпуске (Cr<Mo<V).

К этому следует добавить, что хром и молибден, пере­веденные в аустенит при нагреве под закалку, обеспечива­ют высокую прокаливаемость стали, а частично нераство­римые при нагреве карбиды ванадия сдерживают рост зерна и обеспечивают получение мелкозернистой стали.

Отметим, что карбид молибдена Mo2C сравнительно легко растворяется в аустените в больших количествах при относительно невысоких температурах (около 950— 1000°С), что делает удобным проведение аустенитизации, а содержание ванадия более 0,5 % нежелательно, так как при этом образуется чрезмерное количество карбида ва­надия, что приводит к снижению пластичности и вязкости стали.

Полезным является легирование высокопрочной стали со вторичным твердением кремнием. Кремний повышает интенсивность вторичного твердения, однако он одновре­менно ускоряет перестаривание и поэтому содержание кремния ограничивается 0,7—1,0%. Небольшие добавки ниобия "(0,1—0,2 %) способствуют получению мелкозерни­стой стали.

При 5 % Cr и 1—2 % Mo сталь прокаливается насквозь в весьма больших сечениях (до 200—300 мм). В тех слу­чаях, когда изделия имеют небольшое сечение целесооб­разно снижать содержание хрома до 3 %.

15*

227

В настоящее время разработано большое количество высокопрочных дисперсионно-твердеющих сталей (табл. 27). Все эти стали являются модификацией штамповых сталей для горячего деформирования (см. гл. XXXI). Та­кие стали обычно подвергают закалке от температур 1000—1050 °С, что обеспечивает перевод части карбидной фазы в твердый раствор. Однако зерно аустенита при этом остается мелким, так как около половины карбидов вана­дия и почти целиком карбиды ниобия остаются нераство­римыми и являются барьерами при миграции границ зе­рен. Отпуск дисперсионно-твердеющих высокопрочных сталей обычно проводят при температурах несколько вы­ше максимума прироста прочностных свойств, а именно,

Б в, MPa

1300 P

Рис. 132. Влияние температуры отпуска (1 ч) на механические свойства стали с 0,4 % С; 5,0 % Cr; 2,0 % Mo; 0,5 % V (Ф. Б. Пикеринг)

400 500 600 700 Температура, "С

900

500

450 500 550

600 650 Tucn, 0O

Рис. 133. Влияние температуры испытания на временное сопротивление при раз­рыве ав сталей 40Х5М2СФ (/), 40Х5М2СФБ (2) и 40Х5МСФБ (J) после закалки и отпуска при 600 0C (В. В. Лапии)

Таблица 27. Состав и механические свойства (средние) высокопр щих сталей (В. В. Лапин, П. Кевери, Дж. В. Л и вер ленд)

Содержание элементов (среднее), %

Марка стали

СО

S

Ss

T* , Отп’

S

Ш

С

Sl

Cr

Mo

V

S <и о 2

0C

H

А

?Ǥ

С СП

40Х5М2СФ

СССР

0,40

0,9

5,00

1,3

0,6

600

40Х5М2СФЕ

0,40

0,9

5,00

1,3

0,45

0,12 Nb

600

40Х5ФСБ

0,40

0,9

5,00

0,5

0,45

0,12 Nb

600

Hll

США

0,40

1,0

5,00

1,40

0,50

____

Н13

0,40

1,00

5,00

1,30

1,00

565

Xpo-May

0,35

1,00

5,00

1,40

0,30

1,4 W

540

Пирлесс 56

0,40

1,00

3,25

2,55

0,35

, —

540

МСЮ510

ФРГ

0,40

1,00

5,00

1,50

0,60

540

HST120

Англия

0,30

0,20

3,00

2,00

0,45

HST140

0,40

0,20

5,00

2,00

0,45

600

Хекла 174

0,36

1,35

5,30

1,30

1,00

500

Н50

0,40

0,63

5,00

1,30

0,80

560

Хромоди

0,35

1,00

5,00

1,50

1,00

540

* Закалку стали проводили от температур 1000—1050 °С.


„мпа

Рис. 134. высокопрочных сталей (Д. Мурей)

Очных дисперсионно-твердею-

FfO,2

Ав

Б

+

3.

UCT KS

МПа

%

1720

12,0

40

0,37

1930

12,0

49

0,37

1630

13,4

41

0,45

1670

2020

9

34

___

1470

1810

5

___

1580

__

___

1720

2100

8

1920

——

1890

7

__

_

1780

2250

7

__

___

2130

4

__

___

1400

1980

10

___

——

1890

——

Особенностью дисперси­онно-твердеющих высоко­прочных сталей является в ряде случаев отсутствие чет­ко выраженной температур­ной границы хрупко-вязкого перехода. Резко выражен­ный порог хладноломкости наблюдается только после отпуска при 650°С.

При 600—650 0C в области некоторого перестаривания, что повышает пластичность и вязкость, так как при макси­мальном развитии вторичного твердения наиболее интен­сивно падает ударная вязкость стали (рис. 132).

Одним из важных достоинств дисперсионно-твердеющих сталей является сохранение высокой устойчивости против

Отпуска и, следовательно, высокие механические свой­ства при повышенных тем­пературах эксплуатации (рис. 133). Дисперсионно — твердеющие высокопрочные стали могут быть использо­ваны для работы при темпе­ратурах на 100—150 0C ни­же температуры отпуска, 630 1260 1890 2520 т. е. до 500—550X (при не бд, МПа слишком длительных выдер-

Характеристика усталости ЖКЭХ ГфИ ЭКСГГЛуаТЭЦИи).

Если для конструкцион­ных сталей с временным со­противлением до 1000— 1250 МПа обычно наблюда­ется приблизительно линей­ная зависимость между ог­раниченным пределом уста­лости и временным сопро­тивлением и соотношение между ними равно -~50%> то для высокопрочных ста­лей с временным сопротив­лением более 1300— 1500 МПа прирост предела усталости с ростом времен­ного сопротивления непре-


Рывно уменьшается (рис. 134) и при ств> 1800—1900 МПа предел усталости сгу может вообще не изменяться.

Для высокопрочных дисперсионно-твердеющих сталей характерна также высокая чувствительность к надрезам и неметаллическим включениям. Применение более чис­тых шихтовых материалов и качественных методов вы­плавки (вакуумная плавка) позволяют существенно повы­сить пластичность высокопрочных сталей и, следователь­но, надежность изделий.

3. Термомехаиическая обработка

Одним из путей получения высокопрочных сталей являет­ся термомеханическая обработка. При этом пластической деформации может подвергаться как стабильный аустенит при температурах выше A3 (высокотемператур­ная термомеханическая обработка—ВТМО), так и метастабильный аустенит при температурах ниже Ai (низкотемпературная термомеханичес­кая обработка — НТМО). Операция низкотемпера­турной термомеханической обработки в зарубежной лите­ратуре носит название аусформинга.

Легирование высокопрочных сталей, обрабатываемых путем НТМО, должно обеспечить область температур до­статочной устойчивости переохлажденного аустенита для проведения деформации аустенита без начала его распа­да на феррито-карбидную смесь. Кроме того, легирование стали должно также обеспечить достаточную прокаливае­мость изделий в разных сечениях. Область высокой устой­чивости метастабильного аустенита должна быть доста­точно широкой и по температуре, так как деформация всегда осуществляется в некотором интервале температур (обычно 550—650 0C). Для получения высокой прочности степень деформации при НТМО должна составлять 60— 75%. Температуры деформации ниже 500 0C практичес­ки невозможны из-за больших усилий деформации.

На рис. 135 показано влияние температуры и степени деформации на механические свойства стали. Прирост прочностных свойств тем больше, чем выше степень де­формации и ниже ее температура. Установлена линейная зависимость прироста прочности при НТМО в зависимости от степени деформации — примерно 6 МПа на 1 % дефор­мации. Пластичность стали достигает наиболее. высоких значений лишь при температуре деформации выше 500— 550 °С.

Углерод в стали, подвергнутый НТМО, повышает вре­менное сопротивление и предел текучести и понижает пластичность (рис. 136). После степени деформации ~90 % в стали с 3,0% Cr прирост временного сопротив­ления и предела текучести при HTMO составляет около 550 МПа и приблизительно постоянен во всем интервале концентрации углерода. Вместе с тем, имеются данные

Бд, МПа г,

75 и 95

425 540 650 760 400 500 600 700

Температура деформации (прокатки), "С

Рис. 135. Изменение прочности и пластичности стали HII при HTMO в зависимости от степени деформации (указана у кривых в %)

(Ф. Б. Пикеринг), что в сталях с более высоким содержа­нием углерода прирост предела текучести несколько боль­ше, чем в сталях с меньшим его содержанием: Доо,2=22 % для стали с 0,3—0,4 % С и 26—27 % для стали с 0,5— 0,6 % С. При еще более высоких содержаниях углерода может быть достигнуто ов ~ 3000 МПа. Однако пластич­ность и вязкость при этом падают. Такую сталь можно применять для изделий, не испытывающих динамических нагрузок и не имеющих надрезов (прутки, проволока).

Причиной упрочнения стали при HTMO является из­мельчение мартенситных пластин, выделение дисперсных карбидов из аустенита при деформации, которые закреп­ляют дислокации, высокая плотность дислокаций в мар­тенсите, унаследованная из деформированного аустенита и др.

Как правило, легированный аустенит при температурах деформирования 550—650 0C обладает большой устойчи­востью, в нем не происходит рекристаллизации, а возврат, если и развивается, то в очень малой степени.

Низкотемпературной термомеханической обработке можно подвергать практически все легированные конст­рукционные стали с достаточной степенью устойчивости переохлажденного аустенита. Благоприятно легирование стали кремнием, а также молибденом, которые повышают устойчивость аустенита к возврату после деформации, кроме того кремний способствует сохранению прочностных свойств при отпуске. Легирование никелем повышает ударную вязкость стали после НТМО. Содержание углеро­да в стали, обработанной путем НТМО, может быть понижено (если при этом обеспечивается необходи­мый уровень прочности) для повышения пластич­ности и вязкости. Стали, обработанные НТМО, об­ладают большей устойчи­востью при отпуске по сравнению с обычно зака­ленными сталями.

Для сталей, подвер­гнутых НТМО, характер­на повышенная усталост­ная стойкость. Есть дан­ные о повышении предела усталости стали после НТМО до 20%.

Основным недостатком сталей, упрочненных НТМО, являются пониженные значения вязкости разрушения, большая чувствительность к концентраторам напряжений. Имеются и значительные трудности осуществления НТМО технологического порядка: большие усилия деформации, интенсивный износ оборудования и др., поэтому широкого применения этот метод производства высокопрочных ста­лей не получил.

Значительно более высоких значений конструктивной прочности (высокие значения прочностных свойств и вяз­кости разрушения) можно достичь при высокотемператур­ной термомеханической обработке (BTMO). По различ­ным данным, в случае оптимального режима BTMO в ста­лях повышается ударная вязкость, понижается порог хлад­ноломкости, растет сопротивление усталостному разруше­нию, понижается чувствительность к концентраторам напряжений, растут характеристики вязкости разрушения.

. 3150 \ 2800

• 1

О 1

-

I ‘

\ 2450

¦ё

S 2700 1750

0,50 С,°/о

Рис. 136. Влияние содержания углерода иа изменение механических свойств хро­мистой стали (3,0 % Cr) после HTMO (/) и обычной термической обработки — за­калка и отпуск (2) (В. Закэй, У. Джа — стассон)

Комплекс механических свойств, получаемый при ВТМО, зависит от соотношения процессов упрочнения и разупрочнения при горячей деформации стали и последе — формационной выдержки. Кривые деформационного упроч­нения при BTMO представлены на рис. 137. На стадиях I и II кривой превалирующим процессом является упрочне­ние (горячий наклеп), хотя при этом протекают и разуп — рочняющие процессы: динамический возврат (динамичес­кая полигонизация) и динамическая рекристаллизация на стадии III происходит разупрочнение. По дан­ным М. Л. Бернштейна высокий комплекс механических свойств при BTMO получается при развитии в процессе горячей деформации дина­мической полигонизации (динамиче­ского возврата) с формированием наиболее развитой субструктуры в аустените, а затем в мартенсите. Отметим, что при развитии динами­ческой рекристаллизации значитель­ного разупрочнения стали не проис­ходит, так как вследствие продол­жения пластической деформации рекристаллизованные зерна снова упрочняются. Прочностные свойства стали при BTMO растут с увеличением степени деформа­ции и понижением температуры деформирования.

Последеформационные выдержки при BTMO снижа­ют прочностные свойства стали (ств и о0,ч), при этом ста­тическая пластичность меняется в меньшей степени, Чем вязкость разрушения. Для кремнистых сталей 40С2Х и 60С2Х наиболее высокие значения прочностных свойств и вязкости разрушения достигаются при закалке сразу после деформации, или при относительно небольшой вы­держке после деформации. В случае применения больших степеней деформации при BTMO параметр Kic обнаружи­вает большую зависимость от послецеформационной вы­держки. Однако обычно даже после значительных после — деформационных выдержек (600 с) кремнистые стали, обработанные ВТМО, сохраняют более высокий комплекс механических свойств, чем после обычной термической об­работки (закалка и отпуск).

Рис. 137. Кривые деформа­ционного упрочнения {t2>ti) при горячей пластической деформации (М. Л. Бери- штейн)

Как показано в работах М. Л. Бернштейна с сотруд­никами, структурное состояние, созданное при ВТМО, обладает значительной стабильностью и может сохра­няться при повторной термической обработке (закалке и отпуске), при этом сохраняется высокий комплекс меха­нических свойств стали (эффект наследственности).

Легирование высокопрочных сталей, упрочняемых пу­тем ВТМО, а также выбор. рациональных режимов их об­работки, определяются влиянием легирующих элементов на кинетику упрочнения и разупрочнения стали при горя­чей пластической деформации и формированием опти­мальной структуры при ВТМО. Структур­ные изменения при ВТМО в значительной степени зависят и от режима аустенитиза­ции. Большинство легирующих элементов, растворяясь в аустените, понижает энергию дефектов упаковки, тем самым способствуя упрочнению при горячей деформации. Ана­логичным образом влияет и углерод. Одна­ко углерод одновременно увеличивает и ско­рость разупрочнения вследствие ускорения диффузии углерода в у-железе и понижения энергии активации самодиффузии железа с увеличением концентрации углерода.

Апп QSfl Ittnn IffjnPtlc — 138. Влия[Йк температуры деформирования на предел WU JJU /иии /иии усталости a_iCT^, 55ХГР (M. Л. Бериштейн):

1 — ВТМО, деформация 50%, отпуск при 250 0C; 2 — обыч­ная термическая обработка

Значительно снижают скорость разупрочнения при го­рячей деформации и последеформационной выдержке кар - бидообразующие элементы: хром, молибден, вольфрам, ванадий и ниобий, что обусловлено замедлением диффузи­онных процессов. Микролегирование стали редкоземель­ными элементами, а также цирконием и бором, повышает устойчивость созданной при ВТМО субструктуры вслед­ствие адсорбции легирующих элементов по границам зе­рен и в скоплениях дислокаций (А. Г. Рахштадт, А. Б. Су­пов) .

Б-г, MПа 540

560 -

Ш

400

Интенсивность развития рекристаллизационных про­цессов снижается с увеличением размера аустенитного зерна. Однако чрезмерно большое аустенитное зерно не­желательно вследствие уменьшения горячей пластичности и увеличения опасности образования трещин при горячей деформации. Это необходимо иметь в виду для высоколеги­рованных сталей, в которых после растворения специальных карбидов наблюдается интенсивный рост зерна аустенита при нагреве. Это является причиной наблюдаемой экстре­мальной зависимости некоторых структурно-чувствитель­ных свойств (например, предела усталости) от температу­ры деформирования (рис. 138).

Оптимальный интервал температур деформирования (и степени деформации) при ВТМО зависит от уровня ле­гирования, определяющего степень развития горячего на­клепа, рекристаллизационных процессов и рост зерна ау­стенита. Так, для кремнистых сталей (~ 2,0% Si; 0,4—0,7 % С) повышение температуры деформации с 900

О г ч в ?, %

Рис. 139. Влияние степени деформации в мартенсита гидроэкстру- зней и последующего старения при 100 (J), 200 (2) и 250 °С (3) на механические свойства сталей 30Х2АФ (/) и 40Х5МФ (II) (Л. М. Панфилова, И. Сырейщикова, В. 3. Беленький н др.)

До 1000°С повышает пластичность стали после горячей де­формации, закалки и низкого отпуска, в то время как для хромомарганцевых сталей (50ХГ) повышение температу­ры деформирования до 1000 0C не повышает, а для стали 70 ХГ резко снижает пластичность. Это объясняется тем, что в хромомарганцевых сталях повышение температуры деформирования до 1000°С приводит к интенсивному раз­витию процесса рекристализации и росту зерна, а в крем­нистых сталях при этих температурах наблюдаются лишь начальные стадии рекристаллизации, формирующие бла­гоприятную субструктуру.

Аналогичным образом влияет и степень деформаций при ВТМО. Если при больших степенях горячей дефор­мации значительное развитие получает динамическая ре­кристаллизация, то при этом снижается как прочность так и пластичность стали. Для большинства высокопроч­ных сталей, упрочняемых путем ВТМО, оптимальная сте­пень обжатия при правильно выбранной температуре де­формирования составляет 25—40 %. При значительном легировании рекристаллизационные процессы могут не происходить даже при больших (75 %) степенях дефор­мации (например, для стали 47Х8В4). В этом случае в ста­ли сохраняется горячий наклеп, процесс ВТМО во многом подобен НТМО, с сохранением высокой прочности и пони­женной (а иногда и низкой) пластичности.

Процесс BMTO при обработке высокопрочных сталей применяется для производства рессор, труб, сортового проката (прутки), буровых штанг и др.

Одним из способов получения высокопрочного состо­яния является деформационное старение мар­тенсита. Закаленная и низкоотпущенная сталь (до 300 °С) подвергается деформации с небольшой степенью до 5—JO % и старению (отпуску на ~50° ниже перво­го). Деформация на изделиях большего сечения может быть осуществлена волочением, однако более пред­почтительным видом деформации является — гидроэкстру­зия — всестороннее сжатие жидкостью высокого давления, повышающая пластичность стали при обработке. На рис. 139 приведены данные о механических свойствах сталей 40Х5МФ и 30Х2АФ после деформационного старе­ния мартенсита по сравнению с закаленным и низкоотпу - щенным состоянием (при е=0). В результате гидроэкст­рузии прирост временного сопротивления и предела теку­чести составляет 300—500 МПа. Наиболее интенсивно ха­рактеристики прочности возрастают до степени деформа­ции 3—4 %, а затем практически не увеличиваются.

На стали 30Х2АФ после деформационного старения мартенсита достигается следующий уровень свойств: сгв= =2100 МПа, 6=8%, rj}=45.% и KCU=O,4—0,5 МДж/м2.

Упрочнение при деформационном старении мартенсита обусловлено увеличением плотности дислокаций и их бло­кировкой высокодисперсной карбонитридной фазой.

Деформация мартенсита может осуществляться и пос­ле НТМО. В этом случае полезным может быть проведе­ние деформации при НТМО с частичным распадом аусте­нита на нижний бейнит, что повышает пластичность ста­ли. Так, на кремнистой стали 70С2ХА, подвергнутой пу­тем НТМО прокатке на 60%, со структурой мартенсита, нижнего бейнита и остаточного аустенита, дополнительная деформация на 100 % после отпуска при 200—300 0C повы­шает предел упругости ао. оз на 300—400 МПа. При этом пластичность стали практически не изменяется (рис. 140).

Сколь-нибудь значительного распространения этот ме­тод не получил из-за трудностей проведения деформации и интенсивного износа деформирующих устройств.

Имеется опыт применения теплой деформации при температуре 100—300 0C мартенсита или отпущенного мар­тенсита, который позволяет получить значения предела текучести <2000 МПа.

Температура отпуска, °С

Рис. 140. Влияние температуры отпуска иа изменение механических свойств ста­ли 70С2ХА после разикх обработок (В. Я. Зубов, С. В. Грачев, М. Ф. Рыбако­ва):

I-HTMO (деформация 60 %)+деформация 10%; 2 — HTMO (деформация 60%); 3 — закалка в масле

4. Упрочнение при холодной деформации

Одним из хорошо известных методов получения изделий с высокой (>1600—2000 МПа) прочностью является холодное волочение прово­локи с содержанием 0,8—0,9 % С. При этом для получения больших сте­пеней обжатия структура стали должна представлять собой феррито - карбидную смесь тонкопластинчатого строения. Такая структура может быть получена методом патентнровання (см. гл. XVIII) или каким-либо другим методом (например, кратковременным отпуском мартенсита за­каленной стали).

Холоднодеформнрованная патентированная проволока широко ис­пользуется для изготовления пружин, в которых применяют деформаци­онное старение для повышения предела текучести (предела упругости) и релаксационной стойкости.

Проволока особо высокой прочности (>3500 МПа) применяется для изготовления тросов, прядей и других изделий, работающих в основном при осевых нагрузках.

Прочность холоднодеформированной проволоки со структурой тон­копластинчатого сорбита определяется содержанием углерода и азота и степенью деформации при волочении. Существует много формул, связы­вающих временное сопротивление проволоки с содержанием углерода и степенью деформации. Все они носят эмпирический характер. По дан­ным Ф. Б. Пикеринга, очень большое влияние на прочность холодкотя - нутой проволоки оказывает азот. Ниже приведена Формула для времен­ного сопротивления холоднотянутой проволоки, МПа, по Ф. Б. Пике - рингу:

Ов = 315 - f-720 [С] + 17,68- IO3 [N] + 176 In е, (42)

Где е — истинная деформация проволоки при волочении.

Для получения проволоки сверхвысокой прочности необходимо при­менение при волочении очень больших деформаций (98—99 % и выше).

Такая деформация может быть получена только иа проволоке диаметром 0,1 мм и меньше.

Содержание углерода в сверхпрочной проволоке долж­но быть максимально возмож­ным, при этом в структуре не должно быть обрывов цемен — тнтной сетки. Таким образом, оптимальное содержание угле­рода в такой проволоке близко к эвтектоидиому (0,80 — 0,95 %).

Для получения проволоки сверхвысокой прочности необ­ходимо применять стали особо чистые по неметаллическим включениям, вредным примесям и газам. Имеется положитель­ный опыт применения дли сверхпрочной проволоки сталей вакуумного способа выплавки с использованием шихтовых материалов повышенной чисто­ты. При этом положительное влияние высокой чистоты стали проявляется в возможности по­лучения больших степеней об­жатия при волочении и, соот­ветственно, более высокого временного сопротивления по сравнению со сталями обычно­го способа выплавки (рис. 141). Прирост временного сопротив­ления холоднотянутой прово­локи из сталей повышенной чистоты по сравнению с обычными сталя­ми может достигать 1000 МПа. На холоднотянутой проволоке нз сталей повышенной чистоты на диаметре заготовки 0,08—0,10 мм достигнут UB=4800—5000 МПа. При этом пластические свойства тончайшей про­волоки, оцениваемые при испытании на разрыв с узлом, остаются на достаточно высоком уровне. (Под величиной разрыва с узлом понимают отношение ов образца с узлом к 0В гладкого образца в %. Удовлетво­рительная пластичность отвечает значению разрыва с узлом >50%.)

L-LJ___ I ‘ ‘_________ I I I

0 406080 90 96 98 99 Степень деформации, °/о

Рис. 141. Влияние степени деформации на механические свойства проволоки (В. Я — Зубов, С. В. Грачев, В. П. Шалдыбин, Л. А. Мальцева):

/ — сталь У9К2 ,(вакуумная плавка, ВИП + + ВДП); 2— У9А (мартеновская плавка)

Дополнительное деформационное старение при 150—200 0C практи­чески ие изменяет временного сопротивления сверхпрочной проволоки, но при этом повышается предел текучести и снижается пластичность.

Легирующие элементы, за исключением кобальта и отчасти ннкеля, понижают пластичность холоднотянутой патентированной проволоки н поэтому для производства сверхпрочной проволоки нежелательны. Ле­гирование кобальтом в количестве 2,0—4,0 % полезно, так как кобальт ускоряет распад переохлажденного аустенита при патеитированни и не­сколько увеличивает пластичность проволоки. Более высокие содержа­ния кобальта могут вызвать графитизацию стали и, как следствие, па-, дение прочностных свойств холоднотянутой проволоки.

Временное сопротивление холоднотянутой сверхпрочной проволоки снижается при дополнительной деформации другого вида (кручение, изгиб). Это обстоятельство необходимо учитывать при изготовлении тросов и прядей путем свивки проволоки. При этом падение временного сопротивления проволоки может составлять от 5 до 20 %.

Получение тоикопластинчатой феррито-карбидной структуры воз­можно и при скоростном отпуске (электроотпуске) закаленной стали. В работах В. Н. Гриднева, Ю. Я. Мешкова и др. показано, что при ско­ростном отпуске закаленной стали в интервале 500—650 °С можно по­лучить пластинчатые выделения цементита, такая структура обладает хорошей пластичностью и значительно упрочняется при волочении. До­стоинством такого метода является возможность получения высокопроч­ной проволоки из легированных сталей типа ЗОХГСА, 38ХА, 15ХА. При этом проволока выдерживает большие степени обжатия (>80 %) и да­ет Ств >2000 МПа на диаметре 1,2 мм при достаточно высокой плас­тичности. Такая проволока может быть использована для изготовления высокопрочных теплостойких тросов. На углеродистой проволоке с 0,8—0,9 %. С таким методом можно получить на диаметре 1,2 мм Ctb= =2800—3000 МПа, при числе перегибов (показатель пластичности для проволоки), равном 7—9.

5. Стали со сверхмелким зерном

Одним из способов значительного увеличения прочности является по­лучение сверхмелкозернистых сталей (диаметр зерна порядка 10 мкм и меньше). Получение сверхмелкого аустенитного зерна, а при закалке резкое измельчение мартенситных пластин, можно осуществить при ско­ростной аустенитизации с применением специальных методов сверхско­ростного нагрева и очень коротких выдержек при температурах, не на­много превышающих критические. Достоинством подобной обработки является одновременное повышение вязкости разрушения Ku и удар­ной вязкости (см. рис. 129) при высокой прочности.

Для сверхмелкозернистых сталей наблюдается отклонение от из­вестного закона Холла—Петча, согласно которому между пределом те­кучести и величиной D~4* существует линейная зависимость. Это откло­нение обусловлено ограничением накопления дислокаций у границ зерен из-за малой величины свободного пробега дислокаций и большой общей плотности дислокаций в сверхмелкозериистом сплаве. Такое отклонение наблюдается уже при измельчении зериа ниже балла 10 и значительно усиливается при сверхмелком зерне порядка балла 14—15. В высоко­прочных сталях со структурой сверхмелкого мартенсита увеличение пре­дела текучести может достигать 10 %. Такие стали характеризуются вы­сокой конструктивной прочностью, т. е. сочетанием высокой прочности, вязкости разрушения и ударной вязкости. Кроме того, сверхмелкозерни­стая сталь имеет высокое сопротивление усталости.

К недостаткам таких сталей относится трудность, а иногда и невоз­можность, получения сверхмелкого зерна путем сверхбыстрой аустени — тизации и закалки в больших сечениях, а также склонность таких сталей к разупрочнению при нагреве.

В сверхмелкозернистых сталях и сплавах при определенных темпе­ратурах и скоростях нагружения можно получить аномально высокие значения относительного удлинения (явление сверхпластичности).

6. ПНП-стали

Высокопрочные стали с пластичностью, наведенной превращением, в оте­чественной литературе получили название ПНП-сталей (пластичность, наведенная. превращением), а в зарубежной литературе трип-сталей (TRIPTransformation Induced Plasticity). Принцип их получения и способы упрочнения состоят в следующем.

Соответствующим подбором легирующих элементов снижают мар — тенситные точки MB И Л1д ниже комнатной температуры. Таким обра­зом, после закалки такие стали имеют аустенитную структуру. Для по­лучения повышенных прочностных свойств стали подвергают пластиче­ской деформации в интервале температур 250—550 0C (ниже температуры рекристаллизации) с большими степенями обжатия (до 80%). При этом мартенситные точки MB и Мд повышаются и точка М„ становится выше комнатной температуры (точка Mb остается ниже комнатной температуры). Повышение мартенситной точки Ma может" быть усиленсь посредством легирования стали мартенситообразующнми элементами, выделения карбидов при пластической деформации, изме­нения состава мартенсита и дополнительным повышением мартенситных точек Mb И MK. После охлаждения стали от температуры теплого де­формирования сталь сохраняет структуру деформированного аустенита, но этот аустенит уже становится метастабильным по отношению к плас­тической деформации при комнатной температуре. Деформация такого аустенита (например, при механических испытаниях) приводит к обра­зованию мартенсита деформации (Y->-A-превращение) во время испыта­ния, что сопровождается увеличением прочностных свойств и значи­тельным ростом относительного удлинения. В этом случае образующий­ся мартенсит затрудняет образование шейки при растяжении благодаря упрочнению в месте ее образования, и деформация образца долгое вре­мя носит равномерный характер.

ПНП-стали легируют такими элементами как марганец, кремний, молибден, хром, ванадий, вольфрам, никель. Содержание углерода в вы­сокопрочных ПНП-сталях составляет 0,3 %. В ряде случаев используют стали е высоким (выше 20%) никелем. Известны (Закей и Паркер) ПНП-стали, содержащие 0,25 % С; 24 % Ni и 4,0 % Mo или 0,24 % С; 21,0 % Ni; 2,0 % Mn; 2,0 %Si; 4,0 % Mo.

Для получения повышенных прочностных свойств ПНП-стали под­вергают дополнительной холодной пластической деформации с развити­ем у^я-превращения в процессе деформации. При этом прочностные свойства стали продолжают расти, а пластичность уменьшается. Так, сталь с 0,3 % С; 2 % Mn; 2 % Si; 9 % Cr; 8,5 % Ni и 4,0 % Mo после прокатки при 425 0C со степенью деформации 80 % имеет 0В=15ОО МПа, (Го,1430 МПа и 6=50 %, а после дополнительной холодной прокатки со степенью деформации 15% CtB= 1750 МПа, 0о,2=162О МПа с более низкими значениями относительного удлинения.

Для некоторых ПНП-сталей применяют дополнительные охлаждение и деформацию при низких температурах (до —196 °С) с последующим ^отпуском при 350—400 °С, при этом частично получают мартенсит де­формации до механических испытаний. При такой обработке можио по­лучить 0о,2=2ООО МПа и 6 = 20—25 %.

Достоинством ПНП-сталёй являются высокие значения вязкости разрушения Ku. Высокие значения вязкости разрушения для ПНП — сталей обусловлены поглощением энергии деформации при фазовом Y-нх-превращении. ПНП-стали имеют высокое сопротивление усталост­ному, а также коррозионному разрушению. Это связано с образованием мартенсита при продвиже­нии трещины и релаксацией напряжений в вершине тре­щины.

На рис. 142 показаны уровни прочности и пластич­ности, достигаемые в высо­копрочных сталях различ­ных классов и способов об­работки. ПНП-стали имеют при сопоставимой прочности более высокую пластич­ность.

/ — стали после ВТМО; 2 —после TMO и деформационного старения; S — мартенсит- ностареющие стали; 4— высокопрочные низколегированные стали; 5 — ПНП-стали

К недостаткам ПНП- сталей относятся значитель­ные трудности, связанные с осуществлением большой пластической деформации при теплой деформации, трудность контроля состава сталя, обеспечивающего не­обходимые характеристики превращения, высокая сто­имость, особенно в случае использования высоконике­левых сталей, ограничения по сортаменту (лист, прово­лока, пруток). ПНП-стали можно использовать для производства ответ­ственных деталей, высокопрочных крепежных изделий, а также высо­копрочной проволоки и тросов. Работами И. Н. Богачева с сотрудника­ми принцип ПНП положен в основу создания кавитационностойких ста­лей (см. гл. XX, п. 2).

2. Стали общего назначения

Химический состав и свойства пружинных сталей общего назначения регламентируются в ГОСТе 14959—79. В табл. 23 представлены некоторые сведения об этих сталях.

Пружинные стали общего назначения в виде проволоки или ленты можно упрочнять холодной пла­стической деформацией и закалкой на мартенсит с после­дующим отпуском.

Путем пластической деформации особенно широко обра­батывают пружинные стали (углеродистая сталь с 0,65— 1,2 % С. Готовые пружины подвергают стабилизирующему отпуску.

Перед волочением проволоку подвергают патентированию. При этом переохлажденный аустенит превращается в тонкопластинчатую структу­ру — сорбит. Патентирование обычно осуществляется на агрегатах не­прерывного действия, включающих нагревательную печь для аустенити­зации, переохлаждающую ванну и смоточно-намоточные устройства. Нагрев при аустенитизации можно проводить’ и электроконтактным спо­собом. В качестве переохлаждающей среды могут быть использованы расплавы солей (реже свинца), «кипящий» слой и другие среды.

Режим патентирования зависит от диаметра проволоки, химическо­го состава стали, скорости движения проволоки. Для проволоки из уг­леродистой стали с 0,8 %С температура аустенитизации составляет 900 ± ±20°, а патентирования (500±20°С).

Имеется положительный опыт применения высокотемпературной аустенитизации (свыше 1000°С) при патентировании проволоки из за­эвтектоидной стали с 0,9—1,2 % С.

Стическая деформация.

Рис. 117. Схематические кривые релаксации напря­жений при разных темпера­турах (<1<<J<<3<0

Время

Патентнрованнаи проволока со структурой сорбита обладает чрезвы­чайно высоким запасом пластичности и упрочняется до очень высоких значений временного сопротивления. Временное сопротивление патенти — рованной холоднотянутой проволоки зависит от содержания углерода н степени деформации. С увеличением степени деформации при волоче-


Ю ю ю cq cq со

О со

О со


Ю СО СО 00


О

Ю о


SSSS

Сч сч со —

С s


OOQO ю со со сч

О о

СО <N. СО 00

О

СО OO

"Ч" Tf Ю

OOQO со t-^ со ю

OO OO OO OO


* а

F

Cq S

А

OO

©о

> о

Cq

F О

О*

M

Ю


M и S S

F f f f

О о ю ю

С

S

О

OO

Ю Ю —I — о S

OOOQOOO Oi со Oi со со ю Tf

О" о о о" о о* о о" о о о"

Cq сп cq сп

§


T-» © f» со оо со

HHHini

Ь^ююь^оь^ооь^о

Cq

Cq о —

^ 1 — ю—. Ю —

— ю

Со со со

О* с? о* о

. . I .

T— ю ю

* а.

О сГ о о* о* о", о


О ю ю

О

Сп cq t-»

Со

Со со ю T-*


Tl5?

Со ю

Tf СО

? ? H?

T—cqioiocqcqcqt^

Сооооо — соююю

OOOOO


А.

U X

U U

О

SS >>

<

I-.

Ю ю ю _ со ю ю со

С и

P Я РФ. ©Ж


Иин проволоки со структурой сорбита происходит деформация как плас­тинок феррита, так и цементита. Известно, что получение высокой проч­ности сплавов с гетерогенной структурой объясняется уменьшением об­ластей свободного перемещения дислокаций. Для патентированной высокоуглеродистой стали показано (В. Н. Гриднев, Ю. Я. Мешков), что временное сопротивление можно выразить зависимостью, аналогич­ной уравнению Холла—Петча:

OTb = OГ0 + М-1/2, . (41)

Где Д — длина эффективной плоскости скольжения в феррите, пропор­циональная межп ласти ночному расстоянию.

Графическое выражение этой зависимости для патентированной проволоки показано на рис. 118.

Из патентированной холоднотянутой проволоки путем прокатки получают плющеную ленту, которая также широ­ко используется для производст­ва пружин и упругих элементов.

На рис. 119 приведены свой­ства плющеной ленты при разном содержании углерода в зависи­мости от температуры отпуска (деформационного старения).

При старении. в интервале 150—200 0C повышаются как вре­менное сопротивление, так и осо­бенно предел упругости ((То, оз) хо­лоднодеформированной стали. Как

Рис. 118. Прочность ав холоднотянутой па­тентированной проволоки в зависимости от межпластиночиого расстояния Л (В. Н. Грид­нев, Ю. Я. Мешков)

БT, vna

Правило, холоднодеформированные проволока и лента име­ют пониженный предел упругости, что обусловлено высоки­ми остаточными напряжениями и наличием подвижных ди­слокаций. При старении происходит блокирование дислока­ций сегрегациями примесных атомов, ограничение их под­вижности, что приводит к повышению сопротивления нача­ла пластической деформации. Падение пластичности (чис­ло перегибов) в области 4000C обусловлено протеканием полигонизации в а-фазе. Необходимо отметить, что для оценки пластических свойств проволоки и ленты часто ис­пользуют различные технологические характеристики пла­стичности: число перегибов, число скручиваний до разруше­ния, которые для подобных материалов в ряде случаев бо­лее надежны, чем относительное удлинение или относитель­ное сужение.

На практике температуры отпуска холоднодеформиро- ванной проволоки и ленты обычно отвечают температурам, при которых достигается максимальный предел упругости, т. е. для углеродистой стали 150—200 °С, а для сталей с кремнием 200—300 °С.

Б>, МПа

2500х

2000

¦ I

П

150

1500

П.

^sX/

WO

1000

-

R^Vv

500

I

2

| I

50

100 300 500

Температура отпуска, °С

Рис. 119. Изменение механических свойств (ав, Oq 03^н числа перегибов п) холоднодеформированной (плюще­ной) ленты в зависимости от температуры отпуска (С. В. Грачев):

1 — сталь 50; 2 — У8А; 3 — У10А

Обычно патентированную проволоку и ленту изготовля­ют из углеродистых или низколегированных сталей (60С2, 65Г, 70С2ХА). Легирование патентированной стали ограни­чено, так как большинство легирующих элементов повыша­ют устойчивость аустенита в перлитной области, что неже­лательно для операции патентирования. Кремний повышает предел упругости патентированной холоднодеформирован­ной проволоки и ленты, повышает ее теплостойкость и ре­лаксационную стойкость.

При отпуске холоднодеформированных сталей йзменя — ется и релаксационная стойкость, причем максимум релак­сационной стойкости может достигаться при более высоких температурах отпуска, чем максимум предела упругости. Повышение релаксационной стойкости при отпуске объяс­няется повышением предела упругости и увеличением ста­бильности структуры стали.

6CI03lMPa

100 300 500

Обработку пружинной проволоки и ленты путем закал’ ки на мартенсит с последующим отпуском проводят на уг­леродистых и легированных сталях. Термическую обработ­ку проволоки и особенно ленты часто проводят на закалоч — но-отпускных агрегатах непрерывного действия, хотя во многих случаях закалке и отпуску подвергают и готовые пружины.

В тонких сечениях пружинная проволока и лента из уг­леродистых сталей имеет сквозную прокаливаемость, по­этому легирование пружинных сталей осуществляется в основном для повышения предела упругости и сопротивле­ния релаксации напряжений. При этом следует иметь в виду, что углеродистая сталь может иметь высокий предел упругости, но, с одной стороны, он достигается при таких

Рнс. 120. Изменение предела упругости G0 оа закаленных пру­жинных сталей при отпуске 300 (а) и 350 (б) (В. Я. Зубов)

Температурах и выдержках при отпуске, когда еще недо­статочна пластичность (вязкость) стали, а с другой сторо­ны, предел упругости углеродистых сталей очень чувстви­телен к отпуску, в то время как легированные стали сохраняют высокий предел упругости в более широком ин­тервале температур и выдержек отпуска (рис. 120).

При легировании пружинных сталей кремнием, молиб­деном, вольфрамом растет их релаксационная стойкость при комнатной и повышенных температурах.

На рис. 121 показано влияние температуры отпуска за­каленных сталей 70С2ХА и 70СЗХМВА на снятое при ре­лаксации напряжение ор. С одной стороны, повышение температуры отпуска увеличивает сопротивление релакса­ции (уменьшает ор) вследствие роста стабильности струк­туры, а с другой, понижает релаксационную стойкость стали вследствие падения предела упругости. Максималь­ная релаксационная стойкость (минимальные значения сгр) достигается при температурах отпуска, обеспечивающих до­

Легирование пружинной стали карбидообразующими элементами, задерживающими распад мартенсита при от­пуске — молибденом и вольфрамом (сталь 70СЗХМВА), смещает максимум релаксационной стойкости в сторону более высоких температур отпуска (по сравнению со сталью 70С2ХА).

Влияние легирования хорошо видно и при длительных испытаниях пружинных сталей при комнатной температу­ре. На рис. 122 приведе­ны кривые релаксации на­пряжений пружинной лен­ты из сталей У10А, 70С2ХА и 70СЗХМВА при комнатной температуре в течение 15 лет. Заданное напряжение релаксирует в течение всего времени выдержки. Однако в более легированной стали 70СЗХМВА релаксация напряжений замедленна.

Gp, МПа

SOO

SOO

\\ у

\

400

- VV/

\\

ZOO

I Л—T

0

Гоо чао воо

200 400 BOB

Температура отпуска, "С

Рис. 121. Влияние температуры отпус­ка закаленных пружинных сталей 70C2XA (а) н 70C3XMBA (б) на снятое при релаксации напряжение Op. На­чальное напряжение Oo= 1060 МПа (С. В. Грачев):

Температура релаксации tр, °C: 1 — 150; 2 — 250 ; 3 — 350. Время релакса­ции 10 мни

В пружинных сталях общего назначения, обра­батываемых путем закал­ки на мартенсит с после­дующим отпуском, содер­жание остаточного аусте­нита должно быть мини­мальным. Остаточный аустенит даже в небольших количе­ствах (2—4 %) значительно понижает предел упругости ста­ли и сопротивление релаксации напряжений, а при больших количествах (8—15%) может вызывать поломку пружин при заневоливании (выдержке под напряжением) или в про­цессе работы вследствие протекания изотермического мар­тенситного превращения, инициируемого внешней нагрузкой.

209

Отметим, что в этом случае поломки пружин под на­грузкой могут происходить и при высоких характеристиках пластичности, определяемой по числу перегибов или скру­чивания. Легирование способствует образованию повышен­ных количеств остаточного аустенита при закалке, поэтому для легирования пружинных сталей (например, 70СЗХМВА) необходимо применять ускоренные способы охлаждения в мартенситном интервале: такие как закалку

14—970 В воду или масло, ступенчатую закалку с дополнительным охлаждением после переохлаждающей ванны и дру­гие.

Значительное влияние на свойства пружинной проволо­ки и ленты, а также готовых пружин, упрочняемых путем закалки на мартенсит и отпуска, оказывает предваритель­ная обработка перед закалкой. Закаленная и отпущенная лента и проволока с предварительной обработкой на структуру тонкопластинчатого сорбита имеют более высо­кий комплекс механических свойств, по сравнению с обра­боткой на структуру зернистого цементита.

7600

^——— ——

1 г

^ то

З

^ 1200 1000

~ а

|

I *

I L

1S00 1500

1100

_______________ 1

F

200 400 600 800 1Ш

Ilill

Годов 4оооо воооо Soooo юоооо 120000 Время релаксации, ч

Рис. 122. Релаксация напряжений (начальное напряже­ние №=1600 МПа) в пружинных сталях при длительных выдержках при комнатной температуре (С. В. Грачев):

1 — 70C3XMBA; 2 — 70C2XA; 3 — У10А

В целом пружинная проволока и лента и изделия из них, обработанные путем пластической деформации и от­пуска (деформационного старения), обладают более высо­кими значениями вязкости (число перегибов или скручива­ний) и сопротивление усталости. Проволока и лента, уп­рочняемые путем закалки на мартенсит и отпуска, имеют более высокие значения предела упругости и сопротивле­ния релаксации, а также более высокие силовые характе­ристики пружин.

Легирование пружинных сталей общего назначения пер­литного и мартеиситного классов ограничено необходи­мостью сохранения достаточной пластичности для проведе­ния холодной прокатки ленты или волочения проволоки, а также некоторыми технологическими особенностями обра­ботки проволоки и ленты на агрегатах непрерывного дейст­вия.

Пружинные стали общего назначения легируют элемен­тами, повышающими предел упругости и сопротивление релаксации. В качестве легирующих, элементов используют до 2,5 % Si, до 1,0 % Mn, до 0,5,% Cr, Mo, W или V. В ряде случаев для пружинных сталей применяют микролегирова­ние (например, бором в количестве до 0,003 %), который повышает предел упругости и релаксационную стойкость стали (А. Г. Рахштадт).

Из методов упрочнения пружинных сталей общего наз­начения можно отметить термомеханическую обработку, особенно ВТМО, применение которой, в частности, эффек­тивно при термообработке рессор.

3. Стали специального назначения

Пружинные стали специального назначения кроме высоких значений предела упругости могут иметь еще и высокую коррозионную стойкость, теплостойкость (высокое сопро­тивление релаксации при повышенных температурах), не — магнитность и др. К таким сталям относятся высоколегиро­ванные мартенситные, мартенситно-стареющие и аустенит- ные стали. В табл. 24 приведен химический состав некото­рых пружинных сталей специального назначения.

В качестве коррозионностойких пружинных сталей при­меняют мартенситные стали. Для получения высокой кор­розионной стойкости стали легируют хромом в количестве более 12%. Применяют стали типа 30X13 и 40X13 после закалки от температур 1000—1050 0C и отпуска. Режим от­пуска зависит от назначения пружин. Для работы при ком­натной температуре применяют отпуск при 300—350 °С, а в условиях повышенных температур при 500—550 0C. Повы­шенная прокаливаемость таких сталей позволяет использо­вать их для пружин больших сечений. Для повышения ре­лаксационной стойкости нержавеющие стали мартенситно­го класса дополнительно легируют вольфрамом, молибде­ном, ванадием и другими элементами. Так, сталь 12Х12Н2ВМФ имеет рабочую температуру 350 °С, что на 50 0C выше, чем у стали 30X13.

Мартенситно-стареющие стали (см. гл. XVII) весьма перспективны как пружинные стали специального назначе­ния. Мартенситно-стареющие стали на Fe—Ni (Н18К9М5Т, Н18К8М4ТЮ, Н16К4М4Т2Ю) и Fe-Cr-Ni (Х12Н10Д2Т5, Х12Н10Д2Т, Х18Н8К5М2ТЮ) основах применяют для из­готовления пружинной проволоки и ленты. Почти все мар­тенситно-стареющие стали (за исключением сверхпрочных


14*

211


-N1O

Sg etS

>

IO t-.


T-»

Ю

I

CI

Ю

Со

Со

CD

Юю I I

I

I

О

Со

Tf Tf


J1==T"=1

831 I

О 00 „


Г

A г

41 Ы Cj =Sl

OO

О_

- — IO

Ю

OO -

-

— — I I I

T

00 I

I I I оо. ю

I

О_

I

Ю

00 00 CD

СП

КГ

OOiO

C^

Ю

СП СП t—

СП

T T I

T

T

1 А. 1

OOIO

I

Оо

I

О_

B-b — CD

ЬГ

CD

— — —

Со

C^" C^ I

I

I

VV=O

О"

C^f

CO

CD

00 00 CD

C^f

О* о" о"

I

I

VVV

«Л

— Ю CD

Cq — —

(М — Ю — -

TOC \o "1-3" \h \z SI5O — ? ?

Vco V 2

Ся

S

О*

U

Со U о

S

00

X

©

?

Сч U сч

00 X

X

CSl

Тс

Cf

S

Ч Ю

CS 212

XX

OO со чс

О о °

СП CJ I—

I

U «

A

Vi

»a

О

W

A и

KS

О ы

U

О

Г §

A

Га о о. о. о и

О г г о a

OO -

О

Cl

А

О

И

32

Г

N

A

U

Г

41 Ki О. в 5

OO

¦ОО

C^ToT

W

4 g

U M

А

5 S

S

*

>>

О. с

OO

VV

CD CD о" О*

VV

Ю ю

Tf Tf

А

Ю in coco

О" о"

О. о f-

O

*

41

S а

Г

S и

ОоооХ —t— XX — (Nb-X « —. о

A

Q

О.

Q

5

Ю

00

7

If

I

Ю

I I

OO1

Г^

Со"

О_

ОО.

TCco

"7

I I

I

I I оо.

CD cq

— —

О

OO

О

О"о"

V

VV

О

OO

Т—<

О

О" о*

V

VV

Со

Coco

O

OO

O

О’о"

V

VV

S

H

<N

1Я t*

« a

З-

S «>

О. CS

CJ

О

Г a

<м g

Csi coco X XX

00 I


С пониженной пластичностью) могут быть использованы в качестве пружинных.

Мартенситно-стареющие стали на Fe—Ni-основе исполь­зуют благодаря их высокой релаксационной стойкости и высокому значению предела упругости для работы в усло­виях больших рабочих нагрузок при повышенных темпера­турах. Стали на Fe—Cr—Ni-основе являются коррозионно — стойкими и имеют высокое сопротивление релаксации напряжений, при этом хромоникелевые нержавеющие мар­тенситно-стареющие стали можно применять для изготовле-


0 IO во во

Степень Seipopnaции, %

Рис. 123. Упрочнение при волочении (а) и изменение объема (б) проволоки (С. В. Грачев, Л. А. Мальцева):

/ — У8А; 2 — Н18К8М5Т; 3 — армко-железо


Ния пружин, работающих при температурах до 400—450 °С. При рабочих температурах до 500—550 0C следует приме­нять пружины из мартенситно-стареющих сталей на Fe—Cr—Со—Мо-основе.

Имеются данные, что в мартенситно-стареющих пружин­ных сталях на Fe—Ni — и Fe—Cr—Ni-основах содержание титана может быть повышено до 1,2—1,4 %, так как в тон­ких сечениях образование карбидной сетки по границам аустенитного зерна при закалке и связанное с этим охруп­чивание сталей подавляется.

Мартенситно-стареющие стали превосходят многие пру­жинные стали и по величине упругого отношения Оо, оз/Е, являющегося важной характеристикой пружинных спла­вов.


I

Высокая пластичность мартенситно-стареющих сталей в закаленном состоянии удобна для проведения холодной } прокатки ленты и волочения проволоки. Мартенситно-старе­

Ющие проволока и лента могут выдерживать большие сте­пени деформации без потери пластичности (рис. 123), при­чем коэффициент деформационного упрочнения мартенсит­но-стареющих сталей на Fe—Ni-основе близок по значению

Температура, "С

К коэффициенту деформационного упрочнения (тангенс уг­ла наклона) армко-железа (рис. 123,а). Одной из причин высокой пластичности мартенситно-стареющих сталей явля­ется практическое отсутствие образования микротрещин при деформации, о чем свидетельствует незначительное из­менение объема мартенситно-стареющей проволоки при во­лочении по сравнению с патентированной проволокой (рис. 123,6). При старении мартенситно-стареющих сталей наблюдается резкое увеличение значения временного со­противления и особенно предела упругости проволоки и ленты. При правильно выбранном режиме закалки и де­формации пластичность пружинной леиты и проволоки в интервале температур, отвечающих максимуму ирочност-


Ных свойств, остается на достаточном уровне (рис. 124). Релаксационная стойкость мартенситно-стареющих пру­жинных сталей в зависимости от температуры старения при невысоких температурах релаксации (до 400 °С) изменяет­ся аналогично изменению предела упругости.

Предел упругости и релаксационная стойкость мартен­ситно-стареющих сталей существенно понижается при на­личии в структуре остаточного аустенита. Поэтому мартен­ситно-стареющие стали на Fe—Cr—Ni-основе могут иметь более низкий предел упругости и сопротивление релакса­ции в области невысоких температур вследствие понижен­ной мартенситной точки и большого количества остаточного аустенита по сравнению с менее легированными сталями на Fe—Ni-основе.

К нержавеющим и теплостойким пружинным сталям относятся стали на аустенитной основе. Как правило, аус — тенитные пружинные стали — это стали, на железо-никеле­вой основе, содержащие до 0,2 % С. Наиболее широко для Пружин применяют обычные аустенитные хромоникелевые стали, например, 12Х18Н10Т, 17Х18Н9 (см. гл. XXII, п. 5).

Для получения высокого сопротивления начальным пла­стическим деформациям (предел упругости) и релаксаци­онной стойкости аустенитные стали, предназначенные для изготовления пружин и упругих элементов, упрочняют пу­тем холодной пластической деформации (прокатка ленты, волочение проволоки) и отпуска (деформационного старе­ния). При пластической деформации в аустенитных сталях, в которых мартенситная точка Л4Д лежит выше температу­ры деформирования, происходит образование мартенсита деформации. Такие стали называют метастабильны — ми аустенитными сталями (см. гл. XX, п. 2). Образующийся вследствие т-нх-превращения мартенсит деформации дополнительно упрочняет сталь как при пла­стической деформации, так и при последующем деформа­ционном старении. Однако при большом содержании мар­тенсит деформации может понижать пластичность пружин­ной проволоки и ленты.

Высокостабильные аустенитные стали, в которых мар­тенсит деформации не образуется ни при каких режимах деформации и старения, используют для изготовления кор — розионностойких немагнитных пружин и упругих элемен­тов.

Для повышения теплостойкости, т. е. сопротивления ре­лаксации при повышенных температурах аустенитные пру­жинные стали дополнительно легируют такими элементами как молибден, вольфрам, титан. Предел упругости аусте­нитных пружинных сталей повышается при легировании кремнием в количестве до 2,0—2,5 %, более высокие содер­жания кремния могут понижать пластичность.

При старении холоднодеформированных аустенитных пружинных сталей наблюдается повышение предела упру­гости, обусловленное закреплением дислокаций и выделе­нием избыточных карбидных или интерметаллидных фаз. На рис. 125 показано влияние часового отпуска на услов­ный предел упругости ((Г0,оз) и сопротивление релаксации

Рис. 125. Изменение предела упругости (Je gS и релаксационной стойкости (jp/cTo деформированных аустенитных сталей после от­пуска в течение 1 ч (В. Р. Бараз):

/—12X18H10T; 2 — 13Х18Н10ГЭС2М2; 3 — «6Х15Н20М2Т2. Темнерату — ра релаксации 400 °С, время 1 ч

Цр/оо плющеной ленты из аустенитных сталей 12Х18Н10Т, 06Х15Н20М2Т2 и 13Х18Н10ГЗС2М2. Сталь 12Х18Н10Т яв­ляется деформационнометастабильной сталью н содержит в структуре кроме аустенита около 40 % мартенсита де­формации, а две другие являются стабильными сталями, т. е. не содержат мартенсита деформации. В стали 06Х15Н20М2Т2 при отпуске из аустенита выделяется ин — терметаллидная фаза Ni3Ti, а в стали 13Х18Н10ГЗС2М2 — карбид хрома Me2зС6. Метастабильная сталь 12Х18Н10Т имеет после оптимального отпуска при 400 0C наиболее вы­сокий предел упругости. Однако при дальнейшем повыше­нии температуры отпуска предел упругости этой стали на­чинает интенсивно снижаться, в то время как стабильные аустенитные стали при повышенных температурах отпуска 500—600 0C сохраняют более высокий предел уяругости. Это обусловливает более высокое сопротивление релакса­ции напряжений стабильных аустенитных сталей при по­вышенных температурах (400°С), когда релаксационная стойкость метастабильной аустенитной стали 12Х18Н10Т резко падает. Аустенитные стали с интерметаллидным уп­рочнением (06Х15Н20М2Т2) после отпуска при 500—600 0C имеют более высокую релаксационную стойкость при повы­


Рис. 126. Релаксация предела упругости плющеной ленты из стали ЭИ481 при 400 "С (С. В. Грачев)

Бв =2200-2600 мпа

Рис. 127. Влияние температуры отпуска на уровень прочностных свойств, области при­менения и компоненты релаксации напря­жений пружинных сталей иа аустенитной основе (В. Р. Бараз)


Шенных температурах релаксации по сравнению со сталя­ми с карбидным упрочнением (13Х18Н10ГЗС2М2).

Необходимо иметь в виду, что при работе пружин и уп­ругих элементов в условиях высоких температур условный предел упругости релаксирует, т. е. его значение зависит от времени выдержки под нагрузкой. На рис. 126 приведена зависимость а0,оз плющеной ленты из стали 40Х12Н8Г8М2Ф2Б (ЭИ481) от времени выдержки при тем — пературе 400 °С. Область напряжений, лежащих ниже по — 4 лученной прямой, условно отвечает упругой деформации и показывает допустимые значения нагрузки в зависимости от времени выдержки.

При температурах релаксации выше 450 0C релаксаци­онная стойкость пружинных сталей становится недостаточ­ной. В этом случае можно применять сплавы (например, Х25Н25Т) в монокристаллическом состоянии. Монокристал­лические пружинные материалы используют в литом и деформированном состояниях. Уровень прочностных свой­ств и релаксационная стойкость деформированного моно­кристаллического сплава зависит от кристаллографической ориентировки монокристалла и текстуры деформации. На рис. 127 схематически представлены уровень прочностных свойств — температурный интервал применения, а также изменение структурной и сдвиговой компонент релаксации при отпуске аустенитных пружинных сталей. При темпера­турах релаксации до 350 0C в условиях большего развития сдвигового механизма релаксации нестабильные аустенит — ные стали (НАС) имеют преимущество перед стабильными сталями (CAC) из-за больших значений прочностных свой­ств (предел упругости). При более высоких температурах релаксации в условиях интенсивного развития структурно­го механизма релаксации преимуществом обладают более стабильные аустенитные стали и монокристаллические сплавы (МП).

Глава XVIII ПРУЖИННЫЕ СТАЛИ

Пружинные стали предназначены для изготовления пру­жин, упругих элементов, пружинящих деталей приборов и тдеханизмов, а также рессор различного типа.

По назначению пружинные стали можно разделить на стали общего назначения, предназначенные для изготовления изделий, обладающих высоким сопротив­лением малым пластическим деформациям (предел упруго­сти) и релаксационной стойкостью, при достаточной плас­тичности и вязкости, а для пружин, работающих при циклических нагрузках, и высоким сопротивлением устало­сти. Рабочая температура таких пружин обычно не превы­шает JOO—120 °С. Стали специального назначения, предна­значенные для изготовления изделий, к которым кроме необходимого высокого комплекса механических свойств (предел упругости, сопротивление релаксации напряжений, пластичность и др.), предъявляют требования по обеспе­чению специальных физико-химических свойств (коррози­онной стойкости, немагнитности, теплостойкости и др.). Температуры эксплуатации таких пружин находятся в ин­тервале 200—400 0C и выше. В некоторых случаях необхо­димы пружины для работы при отрицательных температу­рах. Имеются высоколегированные пружинные сплавы с заданными коэффициентами линейного расширения, неза­висимым от температуры модулем упругости (в определен­ном температурном интервале), с высоким или низким мо­дулем упругости и др.

Требования к свойствам пружинных сталей определяют­ся условиями работы пружин и механизмов, которые Moryf быть исключительно разнообразны.

Наиболее общим требованием ко всем пружинным ста­лям является обеспечение высокого сопротивления малым пластическим деформациям (предел упругости) и релакса­ционной стойкости (сопротивление релаксации напряже­ний).

Предел упругости пружинных сталей’ определяют прй некотором допуске на остаточную деформацию (условный предел упругости), равном обычно 0,03—0,005 %.

Высокая релаксационная стойкость пружинных сталей (сопротивление релаксации напряжений) обеспечивает точ­ность и надежность s работы пружин и упругих элементов, постоянство во времени эксплуатационных свойств (напри­мер, крутящёго момента, силовых параметров и т. п.).

Под релаксацией напряжений понимается са­мопроизвольное затухающее падение напряжений при постоянной суммарной Де фдр м а ц и и. Схематические кривые релаксации напряжений прн разных температурах представле­ны на рис. 117. Условием релаксации напряжений является зависимость

Ее = еу + еи = Const, ..,.,е., (40) Где бо — суммарная деформация; еу — упругая деформация; еп —пла-

B начальный момент времени вся де­формация является упругой (прн нагруже — нни в упругой области) и ео=еу. С течени­ем времени упругая деформация уменьша­ется, а пластическая растет, предельным случаем является ео=еп.

Причиной релаксации напряжений яв­ляются дислокационно-сдвиговые процессы, а также различного рода структурные пре­вращения, которые могут ндтн под нагруз­кой в случае недостаточной структурной стабильности сплава. Поэтому увеличение сопротивления сдвигообразованню (повы­шение предела упругости) н структурной стабильности сплава повышает его релак­сационную стойкость.

1. Классификация и принципы легирования

Мартенситно-стареющие стали можно разделить на стали общего и специального назначения (нержавеющие стали). Как правило, мартенситно-стареющие стали, являются вы­сокопрочными и характеризуются высоким значением па­раметра Ku при одновременно высоком значении предела текучести. Вязкость разрушения мартенситно-стареющих сталей Kic при одинаковом пределе те­кучести значительно превышает значение этого параметра для высокопрочных дисперсионно — твердеющих сталей (рис. 109).

Составы мартенситно-старею­щих сталей регламентируются обычно соответствующими техни­ческими условиями (ТУ). В табл. 20 приведены химические соста­вы и свойства некоторых мартен­ситно-стареющих сталей, приме­няемых в СССР.

1200

2000 2800

Рнс. 109. Зависимость вяз­кости разрушения К\с от предела текучести <г0,^ Ддя мартенситно-стареющих (/) и дисперсиоииотвердею — щих — 40Х5МСФ (2) сталей (Артингер)

Высокая стоимость. мартен­ситно-стареющих сталей при­вела к созданию целого ряда экономнолегированных ста­лей с повышенным содержанием углерода и понижен­ным содержанием легирующих элементов, в первую очередь никеля и особенно кобальта. В то же время име­ются высокопрочные (огв=2000—2500 МПа) и сверх­прочные (сгв=2500—3500 МПа) мартенситно-стареющие

Таблица 20. Состав и механические свойства (средние) мйртенситнО’

\

Содержание

Сталь

C

Nl

Co

Mo

Л18К9М5Т (ЭП637) "Н18К12М5Т2 (ЭП809) И16К4М5Т2Ю (ЗИ89) Н17К12М5Т (ЭП845) И18К14М5Т (ЭИ122) Х12Н8К5МЗТ (ЗИ90) Х12Н2К16М4 (ЭИ124) -08Х15Н5Д2Т** (ЭП410) Х11Н10М2Т (ЭП678)

<0,03 <0,03 <0,03 <0,01 <0,03 <0,03 <0,03 <0,08 <0,03

17,7—19,0 17,0—18,0 15,0—17,0 17,0—18,0 17,0—19,0 7,0—9,0 1,5-2,5 4,5—5,5 10,5—11,5

8,5—9,5 11,8—13,2 4,0—5,0 11,5—12,5 13,0—15,0 5,0—6,0 15,0—17,0

4,6—5,5 3,3—4,2 4,0—5,0 4,5-5,0 4,5-5,5 2,0-5,0 3,5—4,5

2,0—3,0

* Температура аустенитизацнн 880—1000 °С. ** В стали, содержится 1,5—

•стали, содержащие значительные количества кобальта и молибдена.

На рис. 110 на основании имеющихся данных приведе­на обобщенная классификация мартенситно-стареющих сталей по назначению с указанием систем легирования.

При легировании железоникелевого мартенсита суще­ственно изменяются температуры прямого — Mb ("у-кх) и — обратного — Au (a-vy) превращения (табл. 21).

Как правило, мартенситно-стареющие стали общего на — .значения содержат 8—20 % Ni. При добавлении к железу 4—8 % Ni происходит снижение температуры — у-их-превра- дцения, и после закалки образуется мартенсит замещения. Введение 8—12 % Ni с одновременным легированием Ti, Al, Mo и другими элементами приводит к развитию старе­ния благодаря уменьшению растворимости легирующих элементов в мартенсите; с повышением содержания никеля до 12—20 % увеличивается сопротивление хрупкому разру­шению благодаря высокой подвижности дислокаций и об­легченного поперечного скольжения в железоникелевой матрице.

Легирующие элементы по эффекту упрочняющего влия­ния располагаются в следующем порядке: Ti, Be, Al, W, Mo, Cu, при этом изменение прочностных свойств при увеличе­нии содержания легирующего элемента, как правило, немо­нотонно (рис. 111). При комплексном легировании адди­тивного упрочнения обычно не наблюдается: общая вели-

0,15 0,20 0,15-0,35

0,15 0,15-0,35 0,15 .

0,15—0,35

Ti

Al

0,5—0,8 1,5—1,9 1,5—1,9 1,3—1,9 1,1-1,6 0,8—1,2 0,1—0,3 0,1—0,2 0,8-1,2

Стареющих сталей

Основных элементов, %

Cr

Темпера­тура ста — рения, 0C*

°0,2

Ч>

Б

HRC

M

А

=5S Sf

МПа

%

500

2200

1950

_

8

55

0,35

_____

500

2450

2350

35

7

60

_____

480

2050

1980

40

7,5 8

55-

0,20

_____

500

2050

2000

45

54

0,30

_____

480

2400

35

9

57

11,5—12,5

480

1700

1600

55

10

48

0,50

11,5—12,5

600

1600

1550

55

12

46

14,0—15,0

450

1450

1350

500

11

43

0,80

9,5—10,5

500

1550

1480

50

8

46

0,50


2,5 % Cu.

Чина прироста прочности после старения, как правило, меньше, чем при раздельном легировании.

Положительно влияет комплексное легирование при со­вместных добавках молибдена и кобальта — в этом случае интенсивность упрочнения при старении существенно воз­растает. Такое влияние кобальта связывают с уменьшени­ем растворимости молибдена в а-железе (10 % Со умень­шает растворимость молибдена на 1,5 %), а также с проте­канием процесса " упорядочения в системе Fe—Со с образованием областей ближнего порядка. Кроме того, кобальт увеличивает теплостойкость матрицы. Поэтому присутствие кобальта в составе мартенситно-стареющих сталей желательно. Однако высокая стоимость кобальта

Таблица 21. Влияние легирующих элементов на температуру начала прямого у-^а — и обратного а->-у — превращений в^сплаве Fe+22 % Ni

Легирующий эле — мент [1 % (по массе)]

Изменение темпера­туры начала превра­щения, °С

Легирующий эле­мент [1 % (по массе)]

Изменение темпера­туры начала превра­щения, °С

МВ

AU

Со……………………

+17

+18

V……………………..

—33

+28

Mo…………………..

—22

+25

Si……………………..

—30

+14

Ti……………………

—39

+61

Cu. . . . .

—14

AL…………………..

0

+55

Cr…………………….

—55

—17

Nb…………………..

—55

+165

Ni…………………….

—22

—22

13—970

193


O^ O^

Is.

K K N

I I I

SvO чО 0s 0s O^ O4

^ ^ «о ^

Ilil

^ tO ^ CNs1

I

Too OoX


I

1

I

11 11

11 Si

Bj t X 3

2: +

«a vp I^On I <M ** I

K[17]

S ^ ч S & 5

. ^ 1Si

& S ^

1 §

I

I

41

S=

I

Ю

A

3

? $ S У ^

1 !

Ts

I

S §

F

5s

I

I

S & V/

O

O

O

S:

И

-Ss0

4?

Si!

I

^ I

Jo N-,

I

I


{

1 1

I =

?

< CD

V?

Ov

I

IT,

I

V/ CS1

I -

Z о X H

& ЧО ^ SO

E

I

1

II

•5s

? t

S § §

, I3

M

5 1

X O

O

SSS

Ca

I sn

A Q.

^5? Г


Привела к созданию особой группы мартенситно-стареющих сталей — экономнолегированных, не содержащих кобаль­та, а также имеющих в составе пониженное количество ни­келя и молибдена и повышенное содержание углерода.

Как уже говорилось, титан и алюминий относятся к наиболее эффективным упрочнителям мартенситно-старе­ющих сталей. Растворимость их в а-фазе мала, и в присут­ствии никеля при нагреве происходит выделение дисперс-


1600

1200

800

Ti^-

-

Al.

__________

Si.

Nb^/

I I

I

О 1 Z З Ч. 5 Легирующий элемент, ъ/ат.)

Рнс. 112. Схема упрочнения мартен­ситно-стареющих сталей

M1=WO-SOO МОП

Г

10 20 30 Элемент,*/, T

Перкас, В. К.

Рнс. 111. Влнянне содержания легиру­ющих элементов на предел текучести O0,2 прн старении сплавов на основе

Fe—18% Ni (М. Д. Кардонскнй)


Ных фаз Ni3Ti, NiAl и т. п. Однако титан и алюминий рез­ко понижают пластичность, вязкость и сопротйвление хрупкому разрушению, поэтому суммарное количество Ti и Al обычно не превышает 1 %. Понижение пластичности мартенситно-стареющих сталей при увеличении содержа­ния титана связано с образованием при охлаждении в ин­тервале 1000—800 0C карбонитрида Ti (С, N) по границам аустенитных зерен.

В отличие от Ti и Al молибден не оказывает столь силь­ного охрупчивающего воздействия и поэтому он присутст­вует в составе практически всех мартенситно-стареющих сталей. При содержании свыше 3 % Mo старение приводит к образованию частиц фаз Ni3Mo, (Fe1Ni)2Mo, (Fe1Co)2Mo. Дисперсность, морфология и прочность частиц этих фаз, особенно последней, являются наиболее оптимальными с точки зрения обеспечения благоприятного комплекса меха­нических свойств.

13*

195

В табл. 22 указаны типичные фазы, выделяющиеся при старении в сталях разных систем легирования.

Таблица 22. Упрочииющие фазы в мартеиситио-старекмцих сталях

Марка стали

Режим термической обра­ботки

Упрочниющаи фаза

‘зак’ °с

* Of

‘стар* °

Н18К9М5Т

900

480—550

Fe2Mo, Ni3 (Mo, Ti)

Н13К15М10Т

1000

500—600

Fe2Mo, (Fe, Coj2Mo,

(Fe, CoJ7Moe

Х12Н8К5М2ТЮ

1000

650

Ni3Al, Ni3Ti (-T1)

Х12Н8К5М2ТЮ

1000

700

R-фаза типа (Fe,

500—700

Со)16Сг8Мо1о

Х10К13М5

1100

R-фаза

Х10К1ЗМ5

1100

700—800

Х-фаза (Fe, Со^Сг^Мо*

Х14К9Н6М5

1130

500—700

R-фаза

Xl 1Н10М2Т

1000

525—600

Ni3Ti

В экономнолегированных мартенситно-стареющих ста­лях с повышенным содержанием углерода (до 0,1 %) в ка­честве упрочняющей фазы могут присутствовать карбиды легирующих элементов. •

К. Цупакава и Н. Уэхара предложили обобщенные эм­пирические зависимости для определения влияния легиру­ющих элементов на механические свойства высокопрочных мартенситно-стареющих сталей типа Н18К8М5Т:

Сгв = 11 + 42,4 % Ni + 158,5 % Mo + 37,7 % Со +

+ 322,4% Ti, (38)

Б — 44,12 — 0,46% Ni — 2,42% Mo — 0,60% Со —

—5,20% Ti, (39)

Где Gb — временное сопротивление при растяжении, МПа; б — относительное удлинение, %.

Подобные зависимости позволяют качественно оценить влияние легирующих элементов на формирование комплек­са свойства стали.

Никелевый мартенсит с низким содержанием углерода имеет невысокую твердость и прочность (<гв=900— 1000 МПа), но высокую вязкость и пластичность (Кю^ >10 МПа-м-/*, г|)=75—80%, KCU=0,2—0,3 МДж/м2).

Суммарное упрочнение мартенситно-стареющих сталей складывается из упрочнения твердого раствора путем легирования, упрочнения при пластической деформации (если таковая реализуется) и старения (рис. 112).

Для твердых растворов замещения упрочнение определяется кон­центрацией растворенного элемента, а также различием атомных ра­диусов растворенного элемента и растворителя (I этап согласно схеме на рис. 112). Прирост прочности в результате мартенситного у-^к-пре — вращения (II этап) связан для пластинчатого мартенсита со сдвиговой пластической деформацией при бездиффузнонной перестройке решетки. Суммарный прирост предела текучести в случае примерно 30 %-ного ле­гирования составляет Дето,2^200 МПа и после мартенситного превра­щения Да0,2» 300—600 МПа.

Холодная пластическаи деформация может быть одним из факторов дополнительного повышения прочности мартенситно-стареющих сталей, если речь идет о таких изделиях, как проволока, лента, холодноката­ный лист (III этап). Интенсивность деформационного упрочнения мар­тенситно-стареющих сталей на Fe—Ni основе невелика, большее дефор. мациониое упрочнение имеют стали на Fe—Cr—Ni основе.

Бв, МПа 1900

1500

0,1 0,2

0,4 0,3 1П dojdx

Рис. 113. Влияние пластической деформации волочением в и старения на свойства мартеи — снтно-стареющей стали

Х12Н8К5М2БЮ (С. М. Битю — ков):

То

900

1 — без старения; прн 500 "С, 1 ч

2 — старение

Относительно небольшую склон­ность мартенситно-стареющих сталей к иаклепу связывают с высокой под­вижностью имеющихся и генериро­ванных при деформации дислокаций. Тем не менее, пластической дефор»

Бщё), МПа Z400

510мин12 510 50100ч

Рис. 114. Кинетика изменения меха­нических свойств стали Н18К8М5Т после старения при 500 °С (Детерт)

Мацией возможно получить прирост пределов текучести временного со­противления разрыву на 400—800 МПа.

Наиболее заметным является эффект упрочнения благодаря старе­нию легированного мартенсита замещения прн нагреве предварительно закаленного (или закаленного и деформированного) сплава на 400— 650 0C вследствие развития процессов распада пересыщенного твердого раствора н образования высокодисперсных равномерно распределенных частиц ннтерметаллидных фаз, когерентно связанных с матрицей. Под­черкнем, что в рассматриваемых сталях распад твердого раствора про­текает в матрице, имеющей высокую плотность дислокаций. Это облег­чает условия гетерогенного зарождения упрочняющих фаз, способствует распаду пересыщенного твердого раствора.

Применение после закалкн пластической деформации способствует повышению прочностных свойств мартенснтно-стареющнх сталей после старения, пластические свойства при этом снижаются незначительно. На рис. 113 показано влияние пластической деформации волочением иа изменение механических свойств мартенситно-стареющей стали на Fe—> Cr-Ni основе в закаленном и состаренном (500 X, 1 ч) состоянии.

Процесс упрочнения мартенситно-стареющих сталей удовлетвори­тельно описывается моделью, согласно которой при малой длине сво­бодного пробега прохождение дислокации между частицами связано с образованием дислокационных петель вокруг частиц. Таким образом, высокая прочность мартенситно-стареющих сталей обусловлена не толь­ко дисперсностью и равномерным распределением частиц второй фазы, но и их собственной высокой прочностью.

Для мартенситно-стареющих сталей характерна стадийная кинети­ка процессов старения. В качестве примера рассмотрим изменение вре­менного сопротивления и пластичности стали Н18К8М5Т при 500 CC (рис. 114). На I стадии, когда наблюдается интенсивное упрочнение, происходит миграция атомов легирующих добавок с образованием ат­мосфер и одновременным расщеплением дислокаций. Процессы роста двумерных зародышей новой фазы в третьем измерении соответствуют переходу ко II стадии. Здесь происходит дальнейшее, но уже не столь интенсивное увеличение прочностных характеристик. Когда растущие частицы достигают некоторого критического размера, нарушается их когерентная связь с матрицей, начинается коагуляция, уменьшается плотность дислокаций. Все это приводит к разупрочнению (III ста­дии).

Важнейшим преимуществом мартенситно-стареющих сталей перед другими высокопрочными материалами явля­ется необычно высокое сопротивление хрупкому разруше­нию. Так, если значение параметра Kic Для улучшаемой конструкционной стали мартеиситного типа 40ХН2МА рав­но 16 МПа-M1/[18], то для стали Х18К9М5Т при том же уров­не предела текучести (32-4-40) МПа-м1/2. Весьма заметно преимущество мартенситно-стареющих сталей и по сопро­тивлению развитию трещины.

Следует отметить, что мартенситно-стареющие стали в состоянии высокой прочности по уровню ударной вязкости (KCU) мало отличаются от других высокопрочных конст­рукционных сталей. Однако температура порога хладно­ломкости существенно ниже (на 70—80 0C), а значение ударной вязкости образцов с трещиной намного выше, чем у углеродсодержащих высокопрочных сталей (KCT= = 0,25—0,30 вместо 0,06—0,08 МДж/м2).

Титану; «тепловая хрупкость» (выделение по границам зерна карбо — нитридных или интерметаллидных фаз), сравнительно высокие значения пределов текучести в закаленном состоянии.

Устранение этих недостатков может быть достигнуто рациональным легированием, пластической и термической обработкой.

Предварительная обработка мартенситно-стареющих сталей должна уменьшить ликвацию и выделение частиц второй фазы. Это достигается гомогенизацией при 1200—12600C (для сплавов, не содержащих меди).

Операцией термической обработки, обеспечивающей реализацию II этапа упрочнения .(см — рис. 126), является закалка. Качество закалки определяется наличием или отсутствием заметных ко­личеств остаточного аустенита; степенью пересыщения твердого раствора легиру­ющими элементами, отчего зависит эф­фективность последующего старения;

Рис. 115. Влияние температуры аустеиитиза — ции ta иа изменение предела упругости O0,03 закаленной от 800 (1), 900 (2), 1200 0C (3) и деформированной иа 60 % мартеиситио-старе — ющей стали Н16К4М5Т2Ю после старения в течение 1 ч (С. В. Грачев, Л. А. Мальцева)

Дисперсностью структуры, т. е. полнотой процессов фазовой и структур­ной перекристаллизации; наличием или отсутствием в закаленном мате­риале охрупчивающих фаз н б-феррнта.

6о, аз, Мпа

Первое условие реализуется легированием с учетом влияния эле­ментов на положение точки Мк. Кроме того, уменьшить количество остаточного аустенита можно дестабилизацией у-фазы путем пере- охлаждения стали от 1100—1200 0C и выдержке в интервале 650— 800 0C с последующим быстрым охлаждением. При выдержке в области 650—800 0C в аустените выделяются интерметаллидные фазы, что пря-

Рис. 116. Выделение карбонитридов в стали Н16К4М5Т2Ю при выдержке в аустеиитном состоянии, Х500. Нагрев 1200 0C1 охлаждение: 700 °С, вы­держка 3 ч

Водит к обеднению аустенита легирующими элементами и, соответст­венно, к повышению точки Mk-

В отношении второго условия существует установившаяся точка зрения, согласно которой повышение температуры н увеличение времени выдержки при закалке способствует равномерному распределению леги­рующих элементов, что увеличивает эффект упрочнения при старении. Для достижения максимального прироста прочности обычно рекомен­дуется температура закалки на 100—200 0C выше температуры A3.

Считается, что перекристаллизация (измельчение зерна аустенита) в мартенситно-стареющих сталях происходит вследствие рекристалли­зации фазоиаклепаииого аустенита. Измельчение зерна может происхо­дить путем зарождения новых зерен по механизму «на месте» (стали с Al, Со, Cu), или по механизму неоднородной миграции границ зерен (стали с Ti н Mo), причем температура структурной перекристаллизации чаще всего на 50—200 0C выше температуры As.

До недавнего времени отмечалась важная роль размера зерна аус­тенита, а, следовательно, температуры аустенитизации, иа формирование комплекса свойств мартенситно-стареющих сталей.

Влияние размера аустенитного зерна на пластичность и ударную вязкость состаренной стали проявляется с определенной величины исход­ного зерна. Это обусловлено изменением мест зарождения трещин — от зарождения иа частицах карбоиитридов я оксисульфидов к зарожде­нию на границах мартенситных пластин и аустенитных зерен. С пони­жением температуры аустенитизации повышаются прочностные свойства мартенситно-стареющей стали после старения, особенно если после за­калки следует холодная пластическая деформация (рис. 115).

Отметим, что вышеперечисленные условия выдвигаются для слу­чая, когда после закалки следует упрочняющая обработка — старение. Если закалку проводят в качестве смягчающей обработки перед после­дующей пластической деформацией, то эффективным оказывается при­менение закалки из двухфазной а+у-области с целью получения в структуре стабилизированного аустенита, повышающего пластичность и ударную вязкость стали.

Большое внимание уделяется методам борьбы с «тепловым» охруп — чиваннем, причина которого заключается в появлении по границам аусте­нитного зерна при выдержке в аустеиитиой области или замедленном охлаждении выделений карбоиитридов Ti (С, N) (рис. 116), Mo (С, N), иитерметаллидов Fe2Mo, сульфидов типа TiS2, нитридов AlN, у-фазы или других фаз в зависимости от состава стали и температурно-времен — ных параметров обработки. Основные пути устранения зериограничного теплового охрупчивания, особенно распространенного при производстве крупных изделий, — применение многократных закалок, с нагревом до высоких температур, ускоренного охлаждения.

Высокая хладостойкость позволяет применять мартен­ситно-стареющие стали для изготовления криогенных сис­тем, деталей авиационной техники (в том числе шасси), гидрокрыльев и т. п. Хорошее сопротивление хрупкому раз­рушению и весьма высокая прочность сварных конструкций в сочетании с коррозионной стойкостью позволяют исполь­зовать мартенситно-стареющие стали, особенно коррозион — ностойкие, для производства корпусов батискафов, хими­ческих сосудов, аппаратов и т. п.

Накоплено много данных о перспективности примене­ния мартенситно-стареющих сталей в качестве пружинного материала.

Мартенситно-стареющие стали обладают высокой раз­мерной стабильностью при термической обработке, т. е. практически не испытывают коробления. Поэтому из них можно изготавливать особо сложные и точные детали, (на­пример, элементы пресс-форм для литья).

Совершенствование мартенситно-стареющих сталей ве­дется в трех основных направлениях: оптимизацией леги­рования, применением перспективных схем термической и термомеханической обработки, использованием мартенсит­но-стареющих сталей совместно с другими материалами.

В последние годы разработаны сверхвысокопрочные стали, отличительной особенностью которых является ле — , гирование 15—20 % Со и 6—15 % Mo при 8—25 % Ni. Это позволяет получить изделия со значением временного со­противления около 3500 МПа.

Холодная пластическая деформация таких сталей в со­четании с последующим старением увеличивает значение Ob до 4000 МПа. Разумеется, такая высокая прочность со­четается с пониженными пластическими свойствами (ф=» = 3—20 %).

Повысить пластичность и вязкость мартенситно-старею­щих сталей разных систем легирования возможно путем качественной выплавки (использование двойных вакуумно — дуговых и вакуумно-индукционных переплавов и т. п.), Весьма полезным считается также микролегирование ред­коземельными металлами и кальцием, поскольку при этом несколько ослабляется эффект зернограничного охрупчива — ния.

Совершенствование термической обработки ведется в направлении использования ступенчатой и многократной закалок, а также двойного старения (например, по режи­му 560 °С, 1 ч+400 °С, 2 ч), цель которого добиться наибо­лее полного проявления упрочняющего эффекта старения.

В области применения термомеханической обработки перс­пективным представляется сочетание деформации стали в аустенитной области при температуре несколько выше точ­ки Ma с целью получения мартенсита деформации и последующего старения. При этом механические свойства весьма высоки, поскольку мартеисит, образующийся в де­формированном аустените, обладает повышенной дефектно­стью кристаллической решетки.

В последние годы мартенситно-стареющие стали нашли применение в композиционных материалах. В частности распространен композит алюминиевый сплав (матрица) — мартенситно-стареющая сталь (арматура).

Перспективно использование мартенситно-стареющих сталей в порошковой металлургии. Детали, изготовленные спеканием из Fe—Cr—Ni стали и карбида типа TiC, имеют твердость HRC 67, достаточную пластичность и вязкость и могут быть использованы, например, в условиях высоко­температурного контактного воздействия.

МАРТЕНСИТНО-СТАРЕЮЩИЕ СТАЛИ

Разработанные сравнительно недавно (в начале 60-х го­дов), мартенситно-стареющие стали получили в настоящее время достаточно широкое распространение вследствие удачного сочетания высоких прочностных и пластических свойств, хорошей тепло — и хладостойкости, достаточного сопротивления хрупкому разрушению, размерной стабиль­ности при термической обработке.

В настоящее время разработан весьма широкий ряд мартенситно-стареющих сталей не только на основе систе­мы Fe—Ni, но и на основе тройных систем (Fe—Ni—Со, Fe—Ni—Cr, Fe—Cr—Со), дополнительно легированных Mo, <Зо, Ti, Al и др. Общей особенностью сплавов этого класса

Является то, что они практически безуглеродистые (С ^0,03 %) и их матрица после закалки представляет собой а-твердый раствор, пересыщенный элементами замещения. При распаде а-твердого раствора при старении сплавов про­исходит выделение упрочняющих интерметаллидных фаз.

Структура мартенситно-стареющих сталей после закал­ки представляет собой так называемый массивный или ре­ечный мартенсит (рис. 108), имеющий высокую плотность дефектов кристаллической решетки (см. гл. VIII, п. 5). Электронно-микроскопические исследования тонкой струк­туры такого мартенсита показали, что основная масса кри­сталлов имеет неправильную форму. Наиболее крупные кристаллы имеют среднюю полосу—мидриб, представ­ляющую собой сгущения двойников. Остальная часть кри­сталла имеет дислокационную структуру.